李愛蘭， 湯 鑫， 曹臘梅， 蓋其東

（北京航空材料研究院先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

鑄造高溫合金是由合金錠重熔后直接澆注成零件的高溫合金，是在高溫及氧化腐蝕環(huán)境中長期穩(wěn)定工作的金屬結(jié)構(gòu)材料。鑄造高溫合金最重要的用途是制造航空發(fā)動機(jī)、航天火箭發(fā)動機(jī)和各種工業(yè)燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī)渦輪葉片、導(dǎo)向葉片、整鑄渦輪和導(dǎo)向器、增壓器、渦輪機(jī)匣、尾噴管調(diào)節(jié)片等零部件［1］。

中小型發(fā)動機(jī)一般采用整體鑄造葉盤，即將葉片和輪盤一次整體鑄造而成［2］。葉片承受高溫腐蝕性燃?xì)庵苯記_擊，容易發(fā)生蠕變斷裂，需要在高溫下有好的高溫持久和蠕變強(qiáng)度;而輪盤需要承受巨大的機(jī)械應(yīng)力，需要在中低溫下有好的拉伸強(qiáng)度和低周疲勞性能。由于定向柱晶組織在高溫下具有好的持久和蠕變性能，細(xì)晶組織在中低溫下具有好的拉伸性能和低周疲勞性能，因此將整體葉盤的葉片鑄造成定向柱晶、輪盤鑄造成等軸細(xì)晶是提升整體葉盤使用性能的最佳途徑。整體葉盤葉片的極限溫度大于1000℃，轉(zhuǎn)數(shù)超過100000r/min。在這樣高的溫度和轉(zhuǎn)數(shù)條件下，整體葉盤承受很高的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力，容易造成葉片和輪盤斷裂［3～6］。

為了解決這些問題，人們不斷研究強(qiáng)度和承溫能力更高的新型合金材料和先進(jìn)工藝。二十世紀(jì)八十年代，美國采用 Mar-M247，IN792+Hf等合金來鑄造整體葉盤，顯著提高了整體葉盤輪盤的強(qiáng)度和低周疲勞性能，也一定程度地提高了葉片的承溫能力，延長了葉盤的工作壽命，并得到了廣泛的應(yīng)用［7］。

北京航空材料研究院研究了定向、等軸晶雙性能整體葉盤材料K447A合金，具有良好的鑄造性能、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，耐熱腐蝕性能，可靠性高，成本低，填補(bǔ)了我國在1000℃以上工作的定向/細(xì)晶雙性能整體葉盤材料的空白［8，9］。熔融合金澆注后，凝固過程中產(chǎn)生收縮造成補(bǔ)縮不足，在鑄件內(nèi)部形成顯微疏松，這些疏松分布在枝晶間及晶界上，造成晶界弱化，而顯微疏松的存在會造成鑄件持久性能及伸長率降低。熱等靜壓（HIP）處理是目前消除鑄件內(nèi)部孔洞類缺陷，提高鑄件致密度的有效辦法，并在國內(nèi)外得到了廣泛的應(yīng)用。熱等靜壓處理不僅能消除鑄件缺陷，而且還可以改善鑄件的組織和力學(xué)性能，提高鑄件使用的可靠性。此外，用熱等靜壓處理來改善價(jià)格昂貴的熔模鑄件的質(zhì)量，大大提高鑄件合格率，經(jīng)濟(jì)效益顯著［10］。

本工作研究了熱等靜壓溫度對K447A合金顯微組織及性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用K447A母合金在500kg真空感應(yīng)爐中熔煉，澆注成φ80mm的合金錠，化學(xué)成分見表1所示。在細(xì)晶爐上重熔澆注成等軸晶試棒，然后進(jìn)行熱等靜壓處理，熱等靜壓溫度分別為1185℃，1195℃，1210℃，1230℃，壓力為 180MPa，時(shí)間為4h。熱等靜壓后進(jìn)行熱處理，制度為1185℃/2h，AC+1100℃ /4h，AC+870℃ /20h，AC。熱處理后的試棒按HB 5143—1966，HB 5150—1996加工成φ5mm力 學(xué) 性 能 試 樣。測 試 760℃/724MPa，980℃/200MPa持久性能及室溫拉伸性能。取金相試樣，采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察合金顯微組織形貌。

表1 K447A合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of K447A alloy（mass fraction/%）

2 結(jié)果分析與討論

2.1 HIP溫度對性能的影響

表2是熱等靜壓溫度對K447A合金持久性能的影響。從表2可以看出，經(jīng)1195℃HIP的K447A合金760℃/724MPa持久性能最高，達(dá)到96.83h，1210℃HIP的K447A合金760℃/724MPa持久性能次之，為 78.19h;經(jīng) 1210℃HIP的 K447A合金980℃/200MPa持久性能最高，達(dá)到 91.7h，1195℃HIP的K447A合金980℃/200MPa持久性能次之，為84.2h;經(jīng)1230℃HIP的合金760℃/724MPa和980℃/200MPa持久壽命較低，分別為25.67h和0.50h。

表2 熱等靜壓溫度對K447A合金持久性能的影響Table 2 Effect of various HIP temperatures on stress rupture properties of K447A alloy

表3是熱等靜壓溫度對K447A合金室溫拉伸性能的影響。從表3中可以看出，經(jīng)1185℃HIP，1195℃HIP和1210℃HIP處理的K447合金室溫性能相近;而經(jīng)1230℃HIP的合金室溫拉伸性能稍有下降。

從實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，在180MPa/4h下，K447A合金合適的熱等靜壓溫度為1185～1210℃。

表3 熱等靜壓溫度對K447A合金室溫拉伸性能的影響Table 3 Effect of various HIP temperatures on room temperature tensile properties of K447A alloy

2.2 HIP溫度對顯微疏松的影響

圖1為K447A合金鑄態(tài)顯微疏松形貌，經(jīng)測定疏松含量為1.4%。熱等靜壓處理后，K447A合金中的顯微疏松如圖2所示。顯微疏松都有所降低，分別為0.39%（1185℃HIP），0.19%（1195℃HIP），0.06%（1210℃HIP），0（1230℃HIP）。隨熱等靜壓溫度的提高，合金顯微疏松逐步閉合。

圖1 K447A合金鑄態(tài)顯微疏松形貌Fig.1 Casting porosity of K447A alloy

圖2 熱等靜壓溫度對K447A合金顯微疏松的影響Fig.2 Effect of various HIP temperatures on the microporosity of K447A alloy（a）1185℃;（b）1195℃;（c）1210℃;（d）1230℃

2.3 HIP溫度對碳化物的影響

K447A合金鑄態(tài)組織中的碳化物為漢字體狀或長條狀MC碳化物，不均勻的分布在晶粒內(nèi)或晶界上，經(jīng)EDS分析，其主要成分為HfC，TaC，含少量W及Ti，如圖3所示。

圖4是熱等靜壓溫度對K447A合金碳化物形貌的影響。從圖中可以看出，經(jīng)1185℃HIP的合金由于熱等靜壓和固溶溫度都比較低，碳化物仍為骨架狀或長條狀;1195℃HIP時(shí)合金中骨架狀碳化物部分溶入基體中，成為不連續(xù)的骨架狀;1210℃HIP時(shí)合金中粗大的漢字體碳化物進(jìn)一步溶解，尺寸進(jìn)一步減小;熱等靜壓溫度升高到1230℃，合金中漢字體狀碳化物已經(jīng)基本溶解，僅剩下少量塊狀碳化物。因此，隨熱等靜壓溫度的提高，合金中碳化物被細(xì)化和球化，改變了碳化物的形狀及大小。

2.4 HIP溫度對共晶相的影響

K447A合金鑄態(tài)下枝晶干γ'相呈立方體形貌，枝晶間γ'相粗大且形狀不規(guī)則，在枝晶間及晶界上存在大量葵花狀共晶組織，由γ相與長條狀或塊狀γ'相以層狀間隔排列而成。這是因?yàn)樵谀踢^程中首先形成枝晶干的單相固溶體，同時(shí)，Al和Ti等元素向枝晶間液相富集，使剩余液相中的溶質(zhì)濃度達(dá)到共晶點(diǎn)，生成（γ+γ'）共晶相。如圖5所示。

圖6是熱等靜壓溫度對K447A合金共晶相形貌的影響，從圖6中可以看出，經(jīng)熱等靜壓和熱處理后，γ-γ'共晶數(shù)量減少，心部網(wǎng)格顯著減少，共晶特征趨于不明顯。隨熱等靜壓溫度的提高，共晶相尺寸和數(shù)量逐步降低，在共晶相周圍析出了細(xì)小的顆粒狀碳化物。

圖3 K447A合金鑄態(tài)碳化物形貌Fig.3 Casting carbides of K447A alloy （a）low magnification;（b）high magnification

2.5 HIP溫度對晶界的影響

圖7是K447A合金鑄態(tài)晶界形貌，從圖中可以看出，鑄態(tài)組織晶界處有大量條帶狀MC碳化物存在。

圖7 K447A合金鑄態(tài)晶界形貌Fig.7 Casting grain boundary of K447A alloy

圖8是不同溫度熱等靜壓對K447A合金晶界形貌。從圖中可以看出，經(jīng)過1185℃HIP，1195℃HIP，1210℃HIP的合金晶界為不連續(xù)的顆粒狀碳化物。晶界處不連續(xù)分布的顆粒狀碳化物是合金時(shí)效處理時(shí)產(chǎn)生的，經(jīng)EDS分析可知，為Cr的Cr23C6型碳化物。而經(jīng)過1230℃HIP的合金晶界呈現(xiàn)薄膜狀，γ'相粗化成大塊狀γ'相，這將導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低。

2.6 HIP 溫度對 γ'相的影響

圖9是K447A合金鑄態(tài)γ'相形貌。圖10是熱等靜壓溫度對K447A合金γ'相形貌的影響，從圖中可以看出，與鑄態(tài)相比，經(jīng)熱等靜壓的合金中γ'相體積分?jǐn)?shù)有所提高，形成了大、小兩種尺寸的γ'相，提高了合金的高溫強(qiáng)度，隨熱等靜壓溫度的升高，細(xì)小γ'相的體積分?jǐn)?shù)越大。

圖8 熱等靜壓溫度對K447A合金晶界形貌的影響Fig.8 Effect of various HIP temperatures on grain boundary of K447A alloy（a）1185℃;（b）1195℃;（c）1210℃;（d）1230℃

圖9 K447A合金鑄態(tài)γ'相形貌Fig.9 Casting γ'phase of K447A alloy

2.7 討論

γ'相是K447A合金的主要強(qiáng)化相，鑄態(tài)組織中的γ'相是在凝固過程中析出，為一次γ'相，形狀不規(guī)則，尺寸約1μm。870℃/20h時(shí)效后產(chǎn)生了二次γ'相，約為0.1μm。γ'相的含量、大小和分布對合金高溫強(qiáng)度有重要影響，高溫強(qiáng)度隨γ'相數(shù)量增加而增高，持久壽命與細(xì)小γ'相（小于0.5μm）的體積分?jǐn)?shù)有很大關(guān)系，隨細(xì)小γ'相的增加，持久壽命提高。經(jīng)熱等靜壓的合金中產(chǎn)生了大量細(xì)小γ'相，合金980℃/200MPa持久壽命大幅提高［11］。因此細(xì)小γ'相的產(chǎn)生是合金熱等靜壓后高溫持久壽命提高的主要原因。

由于K447A合金中添加了1.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的Hf，增加了（γ+γ'）共晶含量，Hf的偏析強(qiáng)化了（γ+γ'）共晶組織，使合金伸長率及持久壽命大幅提升，富含Hf的（γ+γ'）共晶組織在晶界上增加，使合金抵抗晶界破裂的能力隨之增加［12］。經(jīng)熱等靜壓后，合金晶界上具有延展性的（γ+γ'）共晶組織大大減少，造成裂紋沿著脆性碳化物界面快速擴(kuò)展。共晶數(shù)量和尺寸的減小，使得裂紋沿脆性漢字體狀碳化物快速擴(kuò)展是熱等靜壓后合金中溫持久強(qiáng)度有所降低的主要原因。

1230℃HIP處理的合金由于晶界 γ'相粗化長大，晶界呈薄膜狀，中溫、高溫持久壽命均大幅下降。因此，晶界惡化是1230℃HIP處理的合金中溫、高溫持久性能下降的主要原因。

圖10 熱等靜壓溫度對K447A合金γ'相形貌的影響Fig.10 Effect of various HIP temperatures on γ'phase of K447A alloy（a）1185℃;（b）1195℃;（c）1210℃;（d）1230℃

3 結(jié)論

（1）1185～1210℃/180MPa/4h熱等靜壓及1185℃ /2h，AC+1100℃ /4h，AC+870℃ /20h，AC 熱處理后，隨熱等靜壓溫度的提高，K447A合金中的顯微疏松逐步閉合，碳化物逐步細(xì)化和球化;（γ+γ'）共晶相尺寸和數(shù)量逐步減小，共晶特征趨于不明顯;晶界呈不連續(xù)顆粒狀;存在大、小兩種尺寸的γ'相。1230℃/180MPa/4h處理的合金晶界惡化，γ'相有粗化長大現(xiàn)象。

（2）180MPa/4h下，K447A合金的熱等靜壓溫度應(yīng)在1185～1210℃。

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