抽拉速率對連續(xù)定向凝固DZ22高溫合金組織和性能的影響

趙文騁 楊 帆 李傳軍 余建波 王 江 任忠鳴

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444； 2.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444；3.上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應用重點實驗室，上海 200444)

鎳基高溫合金是以鎳為基體(鎳的質(zhì)量分數(shù)一般大于50%)、在650～1 000 ℃具有較高強度、良好的抗氧化和抗燃氣腐蝕性能的高溫合金，是制備航空發(fā)動機和燃氣輪機葉片的關(guān)鍵材料[1]。隨著發(fā)動機推力和效率的提高，發(fā)動機的渦輪進口溫度不斷升高，從而對合金性能的要求越來越高[2- 3]。定向凝固技術(shù)的問世，很大程度上消除了航空發(fā)動機中與葉片主應力軸垂直的橫向晶界。然而，由于高溫合金中合金元素種類及含量的不斷增加，合金的凝固區(qū)間變寬，微觀偏析程度加劇，合金的凝固路徑、共晶數(shù)量和相穩(wěn)定性等都會產(chǎn)生變化[4]。為了消除或減小微觀偏析的影響，需采用高溫均勻化熱處理，這導致生產(chǎn)成本進一步提高[5- 9]。為了控制合金中的微觀偏析，研究人員開發(fā)出了許多新的技術(shù)。劉忠元等[10]利用超高梯度定向凝固裝置，研究了不同速率凝固的DZ22高溫合金的枝晶間距和枝晶偏析，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速率的增大，DZ22合金的枝晶間距顯著細化，Nb、Ti、Al、Cr、W等元素的偏析程度減小。顧林喻等[11]研究發(fā)現(xiàn)，快速定向凝固DZ22合金的枝晶間距及冷卻速率隨凝固速率變化存在極值。然而這些方法在工業(yè)化應用中均受到限制。

有別于傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)，連續(xù)定向凝固工藝是一種將先進的定向凝固技術(shù)與高效的連鑄技術(shù)相結(jié)合的金屬近凈成形技術(shù)。連續(xù)定向凝固過程有兩種形式：熱型連鑄(ohio continuous casting, OCC)[12]和熱冷組合模型(heating- cooling combined mold, HCCM)[13]。采用OCC工藝制備的Al- CuAl2共晶方向與鑄造方向平行，且一次枝晶間距減小至100 nm，力學性能也明顯提高[14]。但OCC工藝的液- 固界面位于鑄模出口附近，在拉速較快時容易發(fā)生拉漏事故；HCCM工藝不僅解決了拉漏的問題，同時提高了連鑄速度。梅俊等[15]開展了HCCM法制備BFe10- 1- 1銅鎳合金管的研究，探究了HCCM水平連鑄過程中的液- 固界面控制及其對合金組織和性能的影響。楊帆等[16]的研究表明：相比于傳統(tǒng)模鑄工藝，采用連續(xù)定向凝固工藝制備的K418高溫合金，柱狀晶沿拉坯方向定向生長，組織更加均勻，力學性能也相應提高。周正華等[17]通過ProCAST軟件模擬了鎳基K418高溫合金連續(xù)定向凝固過程中溫度場和微觀組織的演變。但目前關(guān)于連續(xù)定向凝固工藝對高溫合金微觀偏析的影響尚未見報道。為此，本文采用連續(xù)定向凝固方法制備了DZ22合金連鑄坯，探究了抽拉速率對DZ22高溫合金的微觀組織和性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗選用連續(xù)定向凝固DZ22高溫合金棒材的返回料，其化學成分如表1所示。自行設(shè)計的下引式連續(xù)定向凝固設(shè)備，如圖1所示，主要由加熱系統(tǒng)、鑄型、牽引系統(tǒng)以及冷卻系統(tǒng)構(gòu)成。其原理與熱型連鑄相同，采用水冷環(huán)進行冷卻。加熱系統(tǒng)采用高純石墨電極直流加熱，通氬氣保護；鑄型由復合BN制成，內(nèi)徑為10 mm；牽引系統(tǒng)為螺桿式下拉機構(gòu)，交流步進電機驅(qū)動，拉速連續(xù)可調(diào)；冷卻系統(tǒng)采用水流量計控制冷卻水量，數(shù)顯溫度計監(jiān)測進出水溫差。

表1 DZ22高溫合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the the DZ22 superalloy (mass fraction) %

圖1 連續(xù)定向凝固裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of continuous unidirectional solidification device

DZ22高溫合金原料棒材經(jīng)加工去除氧化皮后裝入氧化鋁坩堝，以7 ℃/min的速率加熱到1 540 ℃保溫15 min后，啟動牽引系統(tǒng)，拉停周期為拉2 s停18 s。試驗中鑄型溫度高于合金液相線溫度，使鑄型中金屬呈液態(tài)，金屬熔體與鑄型間由于存在液膜，摩擦力很小，連鑄能順利進行。引錠桿頂端開“燕尾槽”，當金屬熔體接觸到較冷的引錠桿后凝固成一體，從而保證下拉過程不會脫開。所得鑄坯尺寸為φ10 mm×100 mm。連續(xù)定向凝固工藝參數(shù)如表2所示。采用線切割在鑄坯1/2長度處沿中線剖開，分別取尺寸為15 mm×10 mm和φ10 mm×3 mm的試樣以觀察鑄坯的縱截面和橫截面組織。試樣經(jīng)預磨、拋光和化學腐蝕后，使用Leica DM 600型光學顯微鏡(OM)觀察微觀組織。試樣經(jīng)過電解腐蝕后利用FEI- Quanta 450型掃描電鏡(SEM)觀察析出相形貌與分布，并用SEM附帶的能譜儀(EDS)檢測元素的微觀偏析程度。利用Image Pro Plus圖像分析軟件對一次、二次枝晶臂間距和析出相的分布、尺寸進行定量分析。利用MH- 3型維氏顯微硬度計測量試樣枝晶干和枝晶間的硬度，加載時間和試驗力分別為15 s和500 g。

表2 DZ22高溫合金連續(xù)定向凝固工藝參數(shù)Table 2 Process parameters for the continuous unidirectional solidification of DZ22 superalloy

2 結(jié)果與討論

2.1 抽拉速率對DZ22高溫合金微觀組織的影響

圖2是不同抽拉速率條件下DZ22高溫合金橫縱截面的微觀組織。從圖2(a,c,e)可以看出，橫截面均為“十”字狀枝晶。從圖2(b,d,f)可以看出， 縱截面柱狀晶基本沿拉坯方向生長。在抽拉速率為3 mm/min時，一次枝晶粗大、 二次枝晶發(fā)達；隨著抽拉速率的增大，一次枝晶細密挺直、二次枝晶明顯細化。

圖2 以不同抽拉速率連續(xù)定向凝固的DZ22高溫合金橫截面(a,c,e)和縱截面(b,d,f)的微觀組織Fig.2 Microstructures of transversal (a,c,e) and longitudinal (b,d,f) sections of the DZ22 superalloys continuously unidirectionally solidified at different withdrawal speeds

一次枝晶間距計算公式為：

(1)

式中：λ1為一次枝晶間距，A為視場面積，n為視場內(nèi)枝晶數(shù)量。

二次枝晶間距計算公式為：

(2)

式中：λ2為二次枝晶間距，L為平行且靠近一次枝晶干穿過n個二次枝晶臂線段的長度。

DZ22高溫合金的一次和二次枝晶間距隨抽拉速率增大而變化的情況如圖3所示?？梢姡S著抽拉速率的增大，一次枝晶間距從199 μm減小至141 μm；二次枝晶間距從43 μm減小至32 μm。該結(jié)果與肖旋等[18]關(guān)于抽拉速率對定向凝固DZ483合金微觀組織影響的試驗結(jié)果一致。

在強制性枝晶生長條件下，一次枝晶間距與凝固速率、溫度梯度直接相關(guān)。由Kurz- Fisher模型[19]可知，一次枝晶間距滿足如下關(guān)系：

(3)

式中：GL為固- 液界面處溫度梯度，R為凝固速率，可用抽拉速率v代替。

在連續(xù)定向凝固過程中，枝晶間距取決于凝固界面的散熱條件，散熱性能越好，每個枝晶所釋放的結(jié)晶潛熱的影響區(qū)越小，枝晶間距也越小。提高抽拉速率，冷卻速率增大，從而使散熱性能提高，枝晶間距減小。

二次枝晶間距與抽拉速率之間存在如下關(guān)系[20]：

λ2=A(GLR)-1/3

(4)

式中A為常數(shù)。

對于一定的合金，冷卻速率越大，則局部凝固時間越短，合金的二次枝晶間距越小，組織越致密。隨著抽拉速率的增加，冷卻速率增大，二次枝晶間距減小。

圖3 抽拉速率對DZ22高溫合金的一次(a)和二次(b)枝晶間距的影響 Fig.3 Influence of withdrawal speads on primary (a) and secondary dendrite arm spacing (b) of DZ22 superalloy

2.2 抽拉速率對DZ22高溫合金元素偏析的影響

采用偏析比表征抽拉速率對合金元素偏析的影響程度。偏析比k′(segeregation ratio)定義為[9]：

k′=CDC/CID

(5)

式中CDC和CID分別是枝晶干中心成分和枝晶間成分。當k′<1時，元素為正偏析，偏析于枝晶間；當k′>1時，元素為負偏析，偏析于枝晶干。不同抽拉速率下DZ22高溫合金的微觀偏析如圖4所示。由圖4可見，DZ22高溫合金中，Al、Nb、Ti、Hf、Cr的偏析比小于1，為正偏析元素，偏析于枝晶間；而Co、W的偏析比大于1，為負偏析元素，偏析于枝晶干。隨著抽拉速率的增大，正偏析元素的偏析比均增大，負偏析元素的偏析比均減小?？傮w而言，隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金中主要元素的微觀偏析程度均減輕。

合金在凝固過程中的溶質(zhì)再分配是產(chǎn)生偏析的根本原因。在合金定向凝固過程中，當溫度一定時，微觀偏析的程度主要取決于固溶體中溶質(zhì)元素的擴散[11]。抽拉速率增大，一次枝晶間距減小，擴散距離縮短，有利于溶質(zhì)元素的均勻化，從而減輕微觀偏析程度。因此，隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金中主要元素的微觀偏析程度均減輕。

圖4 以不同抽拉速率連續(xù)定向凝固的DZ22高溫合金中主要元素偏析比Fig.4 Segregation ratios of main elements in the DZ22 superalloy continuously unidirectionally solidified at different withdrawal speeds

2.3 抽拉速率對DZ22高溫合金中碳化物的影響

碳化物是高溫合金中的主要晶界強化相，在晶界上彌散分布能有效阻止晶界滑動，提高材料熱穩(wěn)定性。減小枝晶間距有利于獲得細小彌散的碳化物[21]。圖5是不同抽拉速率條件下DZ22高溫合金橫截面的碳化物形貌，可見碳化物呈顆粒狀彌散分布。碳化物的成分分析結(jié)果如圖6所示，表明該碳化物富含C、Nb、Ti、Hf和W等元素。抽拉速率對碳化物面積分數(shù)的影響如圖7所示。隨著抽拉速率的增大，碳化物面積分數(shù)從1.2%減小至0.8%。

圖5 抽拉速率對DZ22高溫合金中碳化物形貌的影響Fig.5 Influence of withdrawal speeds on morphology of carbides in DZ22 superalloy

圖6 DZ22高溫合金中碳化物的能譜分析Fig.6 EDS analysis of carbides in DZ22 superalloy

圖7 以不同抽拉速率連續(xù)定向凝固的DZ22高溫合金中碳化物的面積分數(shù)Fig.7 Area fractions of carbides in DZ22 superalloy continuously unidirectionally solidified at different withdrawal speeds

分析認為，隨著抽拉速率的增大，冷卻速率增大，碳化物生長時間縮短；二次枝晶間距減小，碳化物的生長空間隨之減小，導致碳化物的面積分數(shù)和尺寸均減小。

2.4 抽拉速率對DZ22高溫合金中γ′析出相的影響

圖8是不同抽拉速率條件下DZ22高溫合金中γ′析出相的形貌。可見枝晶干和枝晶間的γ′相均呈蝴蝶狀，且隨著抽拉速率的增大，尺寸明顯減小，排列更加緊密。不同抽拉速率下DZ22高溫合金中γ′析出相的尺寸如圖9所示?？梢婋S著抽拉速率的增大, 枝晶干γ′相的平均尺寸從387 nm減小到199 nm；枝晶間γ′相的平均尺寸從367 nm減小到302 nm。

圖8 抽拉速率對DZ22高溫合金中枝晶干(a, c, e)與枝晶間(b, d, f) γ′析出相形貌的影響 Fig.8 Influence of withdrawal speeds on morphology of γ′ precipitates in dendritic trunk (a, c, e) and interdendritic region (b, d, f) of DZ22 superalloy

圖9 以不同抽拉速率連續(xù)定向凝固的DZ22高溫合金中γ′析出相的平均尺寸Fig.9 Average size of γ′ precipitates in DZ22 superalloy continuously unidirectionally solidified at different withdrawal speeds

鑄態(tài)組織中的γ′相主要是從過飽和固溶體γ相中析出，屬于擴散性相變，其形態(tài)、數(shù)量、尺寸及分布均受凝固參數(shù)的影響[22]。冷卻速率較小時，γ′相長大時間較長，尺寸較大；當抽拉速率增大時，冷卻速率增大，過飽和γ固溶體的過冷度增大，從而γ′相形核數(shù)量增加，尺寸減小。由于較大的冷卻速率和形成元素的貧化，γ′相在枝晶干不易析出；而枝晶間由于γ′相形成元素的富集，獲得了高的過飽和度，更早開始形核，生長速率更大，導致枝晶間的γ′相尺寸大于枝晶干的γ′相[23]。

2.5 抽拉速率對DZ22高溫合金硬度的影響

不同抽拉速率下試樣橫截面枝晶干與枝晶間的顯微硬度如圖10所示。隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金枝晶干的硬度從418 HV0.5提高到428 HV0.5，枝晶間的硬度從426 HV0.5提高到451 HV0.5。可見，在試驗條件范圍內(nèi)，隨著抽拉速率的增大，枝晶干與枝晶間的顯微硬度均提高。

鎳基高溫合金的強化主要通過γ′相的析出實現(xiàn)，而冷卻速率決定了γ′相的尺寸和分布，從而影響合金的力學性能[24]。在DZ22高溫合金中，隨著抽拉速率的增大，冷卻速率增大，枝晶干和枝晶間的γ′相尺寸減小，顯微硬度提高。

圖10 抽拉速率對DZ22高溫合金硬度的影響Fig.10 Influence of withdrawal speeds on hardness of DZ22 superalloy

3 結(jié)論

(1) 在連續(xù)定向凝固過程中，隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金的微觀組織細化，一次枝晶間距從199 μm減小到141 μm，二次枝晶間距從43 μm減小到32 μm；碳化物呈顆粒狀彌散分布，其面積分數(shù)從1.2%降低到0.8%；枝晶干的γ′相尺寸從387 nm減小到199 nm；枝晶間的γ′相尺寸從367 nm減小到302 nm。

(2)隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金中主要元素的微觀偏析程度減輕。

(3)隨著抽拉速率的增大，DZ22高溫合金鑄坯枝晶干的硬度從418 HV0.5升高到428 HV0.5，枝晶間的硬度從426 HV0.5升高到451 HV0.5。