李 玲 余建波 謝信亮 任興孚 王保軍 任忠鳴

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

熱處理制度對一種低成本無Re鎳基單晶合金組織和性能的影響

李 玲 余建波 謝信亮 任興孚 王保軍 任忠鳴

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

研究了熱處理制度對一種不含Re新型鎳基單晶高溫合金組織和性能的影響。通過差熱分析法(DTA)確定了合金的固相線和液相線溫度分別為1 351 ℃和1 383 ℃，金相法測出初熔溫度介于1 290～1 295 ℃范圍內(nèi)。結(jié)果表明，合金經(jīng)1 290 ℃/4 h+1 300 ℃/4 h+1 315 ℃/4 h A.C+1 100 ℃/6 h A.C+870 ℃/20 h A.C(空冷)熱處理后，在980 ℃/276 MPa條件下持久壽命達(dá)到64.2 h。

鎳基單晶高溫合金 熱處理 組織 持久性能

鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)異的高溫性能，廣泛應(yīng)用于高溫渦輪葉片的制造[1- 2]。隨著燃?xì)鉁u輪進(jìn)口溫度的不斷提高，葉片材料對高溫性能的要求越來越高[3]。隨著合金設(shè)計理論水平的提高和鑄造工藝技術(shù)的進(jìn)步，以及難熔金屬Re、W和Ru的加入，單晶合金的耐高溫能力得到了不斷的提高[4- 6]，但大量添加難熔金屬的同時會引起偏析加劇、共晶增多和有害的TCP相(Topologically Close- Packed Phases，即拓?fù)涿芘畔?析出等一系列問題[7]，從而導(dǎo)致合金固溶處理的溫度升高、時間延長，成本顯著提高。同時由于Re和Ru元素儲量稀缺且價格昂貴，使得先進(jìn)單晶合金的成本成倍增加，制約了這類合金的推廣應(yīng)用[8]。因此，通過優(yōu)化合金成分，降低Re和Ru的含量，在保證性能的前提下，盡可能降低合金成本是當(dāng)今單晶合金發(fā)展的重點(diǎn)之一。

由于單晶高溫合金消除了晶界，其強(qiáng)化主要是靠γ基體的固溶強(qiáng)化和γ′相第二相強(qiáng)化來實(shí)現(xiàn)。γ′相作為強(qiáng)化相，其形狀、尺寸、百分含量及分布等對單晶高溫合金的力學(xué)性能都有重要影響[9- 11]。而熱處理工藝能不同程度地調(diào)整合金中γ′ 相的形態(tài)和分布，進(jìn)而影響合金的力學(xué)性能[11]。據(jù)此，本文主要考察一種低成本無Re單晶合金的熱處理制度對合金組織和性能的影響，以期為該類單晶高溫合金的實(shí)際應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

母合金經(jīng)ALDVIM- IC10真空感應(yīng)爐熔煉，澆鑄成直徑為15 mm的單晶試棒，澆注溫度為1 530 ℃，抽拉速率為2 mm/min。新煉合金的化學(xué)成分如表1所示。

表1 新煉合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

將單晶試棒切割成φ3 mm×1 mm的圓片試樣，放入SETSYSEvolution18差熱分析儀中，從300 ℃開始，以10 ℃/min的加熱速率升溫至1 400 ℃，再以- 10 ℃/min的速率降溫至300 ℃，進(jìn)行差熱曲線的測定。

將單晶試棒切割成φ10 mm×5 mm的圓片試樣，進(jìn)行不同條件下的熱處理。經(jīng)磨制、拋光和腐蝕后觀察試樣顯微組織。樣品腐蝕分化學(xué)腐蝕和電解腐蝕兩種，化學(xué)腐蝕劑為4 g CuSO4+20 mL HCl+20 mL H2O，電解腐蝕劑為5%HNO3+10%CH3COOH+85%H2O(體積分?jǐn)?shù))。采用Leica光學(xué)顯微鏡觀察試樣顯微組織，利用掃描電鏡(SEM)觀察γ相、γ′相和共晶組織。熱處理后試樣經(jīng)機(jī)械加工制成φ10 mm、標(biāo)距為5 cm的標(biāo)準(zhǔn)試樣，進(jìn)行拉伸、持久測試。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 合金的鑄態(tài)組織

圖1為合金鑄態(tài)組織的橫截面和縱截面形貌。由圖可知，合金形貌為典型的枝晶組織，枝晶排列規(guī)則整齊，經(jīng)測量一次枝晶間距平均為312 μm，二次枝晶間距平均為60 μm。枝晶間白色部分為共晶組織，平均體積分?jǐn)?shù)約為9.7%。

圖1 鑄態(tài)合金的枝晶形貌

圖2為鑄態(tài)合金枝晶干和枝晶間的γ′相形貌?？梢钥闯觯Ц珊椭чgγ′相均呈不規(guī)則立方體形狀，尺寸不均勻。枝晶干處γ′相較細(xì)小，平均尺寸約為400 nm；枝晶間處γ′相尺寸較大，平均尺寸約為700 nm。

2.2 合金初熔溫度的確定

合金的固溶溫度取決于初熔溫度，初熔組織易于形成尺寸較大的顯微疏松，增大產(chǎn)生裂紋的幾率，對合金性能不利[12]，因此在熱處理時應(yīng)當(dāng)避免初熔組織的產(chǎn)生。圖3為單晶合金在加熱和降溫過程中的DTA曲線。從圖3可以看出，合金的固相線和液相線溫度分別為1 351 ℃和1 383 ℃，γ′相初熔溫度為1 279 ℃左右。但由于凝固后期有極少數(shù)的液體在較寬的溫度范圍內(nèi)不凝固，并且在熱效應(yīng)上反應(yīng)很微弱，因此以差熱分析結(jié)果為指導(dǎo)，將樣品在1 270～1 315 ℃之間分別保溫10 min并迅速水淬，通過金相法確定合金的初熔溫度為1 290～1 295 ℃。

圖2 鑄態(tài)合金的γ′相形貌

圖3 鑄態(tài)合金的差熱分析曲線

2.3 固溶處理對合金組織的影響

為了消除凝固過程中的成分偏析，選取1 290 ℃進(jìn)行4 h的均勻化處理。經(jīng)均勻化處理后，枝晶間與枝晶干分界的輪廓越來越模糊，枝晶間共晶尺寸變小，有利于固溶處理的進(jìn)行，如圖4所示。

圖4 均勻化處理前后合金的枝晶形貌

圖5為合金均勻化處理后在1 300 ℃下固溶處理后的枝晶間γ′相形貌。由圖可知，合金經(jīng)1 300 ℃/2 h固溶處理后，鑄態(tài)粗大的γ′相只有部分固溶(圖5(a))，未固溶的粗大的γ′相在高溫下聚集長大，其間散布著少量的在冷卻過程中重新析出的細(xì)小顆粒狀γ′相。當(dāng)固溶時間延長到4 h時(圖5(b))，粗大的γ′相全部固溶，重新析出大量細(xì)小彌散的γ′相。進(jìn)一步延長固溶時間至6 h(圖5(c))，γ′相尺寸略有增加，棱角更分明。

圖5 合金經(jīng)1 300 ℃固溶保溫不同時間后的γ′相形貌

為了進(jìn)一步加快固溶，提高固溶效率，在1 300 ℃/4 h處理的基礎(chǔ)上繼續(xù)將固溶溫度提高至1 315 ℃，并保溫不同時間以觀察γ′相的變化(如圖6所示)。由圖可知，γ′相的形貌和大小隨著固溶時間的延長變化不大。

2.4 熱處理制度對合金性能的影響

圖6 合金經(jīng)1 315 ℃固溶保溫不同時間后的γ′相形貌

為了進(jìn)一步驗證固溶處理制度的合理性，對經(jīng)固溶處理的試樣均進(jìn)行1 100 ℃/6 h A.C+870 ℃/20 h A.C的時效處理，之后在980 ℃/276 MPa條件下進(jìn)行持久性能測試，結(jié)果如表2所示。

表2 合金經(jīng)不同工藝熱處理后在980 ℃/276 MPa條件下的持久性能

從表中數(shù)據(jù)可得，經(jīng)工藝1處理的試樣在980 ℃/276 MPa條件下的持久性能長達(dá)96 h。但從顯微組織分析可知(圖5(a))，該條件下枝晶間的γ′相并沒有溶解完全，其原因可能是粗大集聚的γ′相強(qiáng)化了枝晶間的薄弱處，造成高溫持久性能的反常升高。繼續(xù)升高固溶處理溫度和延長固溶時間，合金的偏析程度減輕，γ′相的立方度趨好，使得合金的持久壽命逐漸升高。經(jīng)1 290 ℃/4 h+1 300 ℃/4 h+1 315 ℃/4 h A.C +1 100 ℃/6 h A.C+870 ℃/20 h A.C熱處理后，合金的持久壽命達(dá)64.2 h。隨后繼續(xù)延長固溶時間，合金的持久壽命略有縮短。

3 結(jié)論

(1)DTA測試結(jié)果表明新合金的液相線和固相線溫度分別為1 383 ℃和1 351 ℃，金相法測得合金的初熔溫度為1 290～1 295 ℃。

(2)試驗得出合金的最佳熱處理制度為1 290 ℃/4 h+1 300 ℃/4 h+1 315 ℃/4 h A.C+1 100 ℃ 6 h A.C+870 ℃/20 h A.C。該條件處理后的合金在980 ℃/276 MPa條件下的最佳持久壽命為64.2 h。

[1] 陳榮章. 單晶高溫合金發(fā)展現(xiàn)狀[J]. 材料工程, 1995 (8): 3- 12.

[2] YUKAWA N,MORINAGA M, EIAKI H, et al. T. High temperature alloys for gas turbines and other applications [M].Holland:D Reidel publishing company,1986:935- 944.

[3] 胡壯麒, 劉麗榮, 金濤,等. 鎳基單晶高溫合金的發(fā)展[J]. 航空發(fā)動機(jī), 2005, 31(3): 1- 7.

[4] KEARSEY R M, BEDDOES J C, JONES P, et al. Compositional design considerations for microsegregation in single crystal superalloy systems[J]. Intermetallics, 2004, 12(7): 903- 910.

[5] HECKL A, RETTIG R, SINGER R F. Solidification characteristics and segregation behavior of nickel- base superalloys in dependence on different rhenium and ruthenium contents[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41(1): 202- 211.

[6] 乾堯, 漢康. 高溫合金[M]. 北京：冶金工業(yè)出版社, 2000: 31- 33.

[7] SHERMAN A J, TUFFIAS R H, FORTINI A J, et al. The impact of the mechanical properties of rhenium on structural design[J]. Rhenium and Rhenium Alloys, 1997(8): 291- 300.

[8] 孫曉峰, 金濤, 周亦胄, 等. 鎳基單晶高溫合金研究進(jìn)展[J]. 中國材料展,2012,31(12): 1- 11.

[9] HINO T, KOBAYASHI T, KOIZUMI Y, et al. Development of a new single crystal super- alloy for industrial gas turbines[C]//Superalloys 2000, Warrendale: The Mineral. Metals & Materials Society, 2000: 729- 736.

[0] 孔祥鑫. 第四代戰(zhàn)斗機(jī)及其動力裝置[J]. 航空科學(xué)技術(shù), 1994 (5): 21- 23.

[1] 陳金國. 軍用航空發(fā)動機(jī)的發(fā)展趨勢[J]. 航空科學(xué)技術(shù),1994 (5): 9- 12.

[2] LIU E Z, SUN S C,TU G F. Study on heat treat- ment process of superalloy DZ68[J]. Heat Treat Metals,2009,34(6):84- 86.

收修改稿日期：2016- 04- 22

Effect of Heat Treatment on Microstructure and Properties of A Low Cost Re- free Nickel- Based Single Crystal Superalloy

Li Ling Yu Jianbo Xie Xinliang Ren Xingfu Wang Baojun Ren Zhongming

(State Key Laboratory of Advanced Special Steel & Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

Effects of heat treatments on microstructure and properties of a low cost and no Re- free Nickel- based single crystal superalloy were investigated. The solidus and liquidus temperature of the alloy was measured by differential thermal analysis (DTA) to be 1 351 ℃ and 1 383 ℃, respectively. The incipient melting temperature of the alloy determined by metallographic testing method was in the range of 1 290 ℃ to 1 295 ℃. The result showed that after heat treatment of 1 290 ℃/4 h+1 300 ℃/4 h+1 315 ℃/4 h A.C+1 100 ℃/6 h A.C+870 ℃/20 h A.C, the stress rupture life of the alloy turned out to be 64.2 h under the condition of 980 ℃ and 276 MPa.

Ni- based single crystal superalloy，heat treatment，microstructure，rupture property

國家自然科學(xué)基金(No.51404148)、上海市科委項目(No.14521102900)和上海市商用航空發(fā)動機(jī)領(lǐng)域聯(lián)合創(chuàng)新計劃

李玲，女，主要從事高溫合金熱處理制度的研究，Email: 15026902756@163.com

余建波，男，高級工程師，主要從事高溫合金制備的研究，Email：jbyu@shu.edu.cn