肖傳民， 舒德龍， 謝 君， 侯桂臣， 華涵鈺

(1. 空裝駐沈陽地區(qū)第三軍事代表室， 沈陽 110016； 2. 中國科學(xué)院金屬研究所 師昌緒先進(jìn)材料創(chuàng)新中心， 沈陽 110016)

高W合金化鎳基高溫合金具有優(yōu)異的高溫抗氧化性及力學(xué)性能，加之其成本較低，廣泛應(yīng)用于制造航空發(fā)動機(jī)渦輪導(dǎo)向葉片[1-2].與Re、Ru等添加元素相比，W價(jià)格較低，且在鎳基高溫合金中具有優(yōu)良的強(qiáng)化作用，可在一定程度上取代Re、Ru等元素，因此，對于高W合金化鎳基高溫合金的研究已引起各國研究學(xué)者的廣泛關(guān)注[3-5].我國已先后研制并投入使用了如K19、K21、K465等多種W含量約為10%的高W鎳基高溫合金[6]，并在此基礎(chǔ)上進(jìn)一步開發(fā)了W含量高達(dá)約16%的K416B合金，該合金的高溫強(qiáng)度及疲勞性能可與第一代單晶合金相當(dāng)[7].由此可見，高W鎳基高溫合金具有十分巨大的開發(fā)與應(yīng)用潛力.但由于W元素的擴(kuò)散系數(shù)較低，加之鑄造工藝特點(diǎn)容易引起合金在凝固期間產(chǎn)生較為嚴(yán)重的宏觀偏析[8-9].相關(guān)研究[1]表明，隨著合金中W元素含量的提高，合金在凝固期間可析出大量W含量高達(dá)90%以上的α-W相以及富W的MC和M6C型碳化物，大大降低了W在合金中的固溶強(qiáng)化效果.由此可見，高W鎳基高溫合金的組織穩(wěn)定性相對較差，在一定程度上限制了該系列合金的應(yīng)用范圍.

Hf元素在合金中主要以碳化物形式存在[10-11]，且具有抑制M6C或M23C6碳化物析出、使MC碳化物由連續(xù)分布向彌散分布轉(zhuǎn)變以及提高晶界及碳化物穩(wěn)定性的作用[12-13]，Hf能夠同時提高合金的強(qiáng)度及塑性，因而受到材料研究學(xué)者的廣泛關(guān)注.目前有關(guān)Hf元素對高W鎳基高溫合金凝固組織及力學(xué)性能影響的研究較少.據(jù)此，本文通過制備具有不同Hf含量的高W鎳基高溫合金，通過觀察合金的鑄態(tài)組織，并對合金進(jìn)行室溫拉伸性能測試，研究了Hf元素含量對高W鎳基高溫合金組織和室溫拉伸性能的影響，為高W鎳基高溫合金的設(shè)計(jì)和應(yīng)用提供了理論依據(jù).

1 材料與方法

采用VIM-F25型真空感應(yīng)爐制備不同Hf含量的高W鎳基高溫合金，合金的名義成分如表1所示.經(jīng)二次重熔澆鑄獲得等軸晶試棒，再經(jīng)機(jī)械加工得到直徑為15 mm、標(biāo)距為25 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒.利用MTS E45.105型電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，考察Hf元素含量對合金室溫拉伸性能的影響.

采用光學(xué)顯微鏡(OM)和掃描電子顯微鏡(SEM)觀察不同Hf含量合金的鑄態(tài)組織及經(jīng)室溫拉伸斷裂后的合金斷口、近斷口附近的截面組織，考察Hf元素對合金組織和拉伸斷裂機(jī)制的影響.觀察鑄態(tài)和截面組織前，需對試樣進(jìn)行機(jī)械研磨拋光，并采用50 mL HCl+20 g CuSO4+100 mL H2O的腐蝕劑進(jìn)行化學(xué)腐蝕.

2 結(jié)果與分析

2.1 Hf含量對合金鑄態(tài)組織的影響

采用光學(xué)顯微鏡觀察不同Hf含量合金的宏觀組織形貌，結(jié)果如圖1所示.不同合金中的一次、二次枝晶間距分別為L1、L2.由圖1可見，0.5%Hf、1.0%Hf、1.5%Hf合金的一次、二次枝晶間距分別約為140、35 μm，130、35 μm以及125、35 μm.可見，隨著Hf含量的增加，鑄態(tài)合金的一次枝晶間距略有減小，但合金的二次枝晶間距無明顯變化.這是由于Hf元素熔點(diǎn)較高(約為2 227 ℃)，當(dāng)合金發(fā)生凝固時，在相同初始溫度下難熔元素含量較高的合金在凝固期間的凝固范圍較窄，因而在液固轉(zhuǎn)變期間可形成更多的枝晶構(gòu)架，導(dǎo)致隨著Hf含量的提高，合金的一次枝晶間距略有減小.

圖1 高溫合金的鑄態(tài)枝晶組織Fig.1 Dendritic microstructures of as-cast superalloys

采用掃描電子顯微鏡觀察三種合金枝晶間區(qū)域的共晶及碳化物形貌，結(jié)果如圖2所示.由圖2可見，三種合金中共晶組織均為尺寸較大的塊狀γ′共晶相[2]，且在枝晶間區(qū)域可觀察到碳化物組織，經(jīng)SEM/EDS分析可知，枝晶間區(qū)域的碳化物主要為富Ti、Nb和Hf的MC型碳化物，且在1.5%Hf合金中可觀察到少量α-W相(見圖2c).隨著Hf含量的增加，枝晶間區(qū)域的MC碳化物由尺寸較大的條狀形態(tài)逐漸向尺寸較小且彌散分布的顆粒狀形態(tài)轉(zhuǎn)變.

圖2 高溫合金枝晶間區(qū)域的共晶及碳化物形貌Fig.2 Eutectic and carbide morphologies within interdendritic region of superalloys

利用共晶組織和碳化物襯度以及合金中γ、γ′相的不同特點(diǎn)，采用Image-Pro軟件對不同Hf含量合金中的共晶及碳化物面積占比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，得到共晶、MC碳化物含量與Hf含量的關(guān)系，結(jié)果如圖3所示.由圖3可見，隨著Hf含量的增加，合金中的共晶組織含量增加(分別約為4.8%、7.5%和13.4%)，MC碳化物含量降低(分別約為1.2%、1.1%和0.8%).

圖3 高溫合金中共晶、MC碳化物與Hf含量關(guān)系曲線Fig.3 Curve of relationship between eutectic and MC carbide with Hf in superalloys

由于Hf元素為強(qiáng)碳化物形成元素，且合金凝固期間的凝固順序?yàn)椋篖→γ→MC→(共晶γ′)→γ′[1]，因此，隨著合金中Hf元素含量的提高，凝固期間富Hf碳化物含量隨之提高，導(dǎo)致TiC析出數(shù)量減少，液相中Ti元素凝固順序后移，并引起殘余液相中Al、Ti濃度增加.隨著凝固的進(jìn)行，當(dāng)溫度降至共晶點(diǎn)附近時，較高的Al、Ti濃度梯度可促進(jìn)γ′共晶的形成，因而隨著Hf含量的提高，鑄態(tài)合金中的共晶組織含量也隨之增加，且γ′共晶尺寸也有所增加.

2.2 Hf含量對合金室溫拉伸性能的影響

表2 高溫合金的室溫拉伸性能Tab.2 Tensile properties of superalloys at room temperature

圖4 高溫合金的室溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.4 Tensile stress-strain curves at room temperature of superalloys

2.3 合金的室溫拉伸斷裂機(jī)制

1.0%Hf合金經(jīng)室溫拉伸斷裂后，近斷口區(qū)域的組織形貌如圖5所示.由圖5可見，合金在室溫拉伸期間，裂紋主要于枝晶間及晶界處碳化物與基體的界面處萌生，并向碳化物一側(cè)迅速擴(kuò)展形成微裂紋(見圖5a、b)，此后裂紋沿橫向晶界或枝晶間區(qū)域迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致合金發(fā)生拉伸斷裂.實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)0.5%Hf和1.5%Hf合金近斷口區(qū)域的組織形貌特征與1.0%Hf合金基本相同，均為裂紋在枝晶間及晶界的碳化物處萌生，并沿與應(yīng)力軸垂直方向擴(kuò)展，由此可見，合金中的碳化物是室溫拉伸過程中的薄弱環(huán)節(jié).

圖5 Hf含量為1.0%時高溫合金室溫拉伸斷裂后近斷口區(qū)域的組織形貌Fig.5 Microstructural morphologies near fracture region of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

采用電子背散射衍射(SEM/EBSD)對1.0%Hf合金斷口附近進(jìn)行碳化物和應(yīng)力分布分析，結(jié)果如圖6所示.合金在室溫拉伸過程中應(yīng)力集中主要發(fā)生在碳化物處，且大尺寸碳化物處的應(yīng)力集中值較高，同時晶界碳化物的應(yīng)力集中程度高于晶內(nèi)碳化物(見圖6c).由此可以推斷出，在合金室溫拉伸過程中施加應(yīng)力會引起碳化物處產(chǎn)生應(yīng)力集中，并導(dǎo)致碳化物開裂形成裂紋源.碳化物周圍的應(yīng)力集中程度主要取決于該區(qū)域組織的協(xié)調(diào)變形能力，由于碳化物幾乎無塑性[14]，因而碳化物本身容易產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，且應(yīng)力集中程度隨碳化物尺寸的增加而增加.由于晶界兩側(cè)的晶粒取向不同，協(xié)調(diào)變形能力低于單一晶粒，因此，晶界處也易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致晶界處碳化物的應(yīng)力集中程度高于晶內(nèi).

圖6 Hf含量為1.0%時合金室溫拉伸斷裂后近斷口區(qū)域的EBSD圖像Fig.6 EBSD images near fracture region of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

采用掃描電子顯微鏡觀察1.0%Hf合金經(jīng)室溫拉伸斷裂后的斷口形貌，結(jié)果如圖7所示.合金斷口的宏觀形貌較為平整(見圖7a).合金斷口主要呈現(xiàn)解理斷裂特征[15]，解理面上存在不同襯度的細(xì)小析出相，通過能譜分析可知，白色襯度為富W、Nb、Hf、Mo的MC碳化物(如圖7c中紅色箭頭所示)，淺灰色襯度為富Ti的MC碳化物(如圖7c中藍(lán)色箭頭所示).結(jié)合圖6分析結(jié)果可知，解理面處的碳化物為導(dǎo)致合金發(fā)生拉伸斷裂的主要裂紋源.

圖7 Hf含量為1.0%時高溫合金室溫拉伸斷裂后的斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies of superalloy with 1.0%Hf after tensile fracture at room temperature

綜上所述，合金在室溫拉伸過程中的主要斷裂機(jī)制為：裂紋在合金中的碳化物處產(chǎn)生，并沿與應(yīng)力軸垂直方向擴(kuò)展，隨著拉伸的進(jìn)行，相鄰裂紋相互連接形成宏觀裂紋，并導(dǎo)致合金發(fā)生拉伸斷裂.隨著Hf含量的增加，合金中的大尺寸碳化物數(shù)量減少，碳化物面積占比降低，因此，1.5%Hf合金進(jìn)行室溫拉伸時，其裂紋源數(shù)量較少，因而其屈服及抗拉強(qiáng)度較高.

3 結(jié) 論

通過上述分析可得到以下結(jié)論：

1) 隨著高W鎳基高溫合金中Hf元素含量的增加，鑄態(tài)合金的碳化物尺寸減小，含量降低，γ′共晶的尺寸和含量增加，鑄態(tài)枝晶間距無顯著變化.

2) 隨著Hf含量的增加，合金的室溫拉伸屈服及抗拉強(qiáng)度略有增加，伸長率和斷面收縮率變化不明顯.

3) 合金在室溫拉伸期間的主要斷裂機(jī)制為：裂紋在碳化物與基體的界面處萌生并形成微裂紋，隨后沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展，導(dǎo)致合金發(fā)生解理斷裂.

4) 隨著Hf含量的增加，合金中碳化物含量降低，使得室溫拉伸過程中裂紋源數(shù)量減少，因而合金的室溫屈服及抗拉強(qiáng)度有所提高.