李海松 ， 楊啊濤 ， 張瓊元 ， 高振桓 ， 楊照宏

（1.東方電氣集團(tuán)東方汽輪機(jī)有限公司， 四川 德陽， 618000； 2.長壽命高溫材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 四川 德陽， 618000）

0 引言

MAR-M247 合金是20 世紀(jì)70 年代由馬丁金屬公司研發(fā)的一種時效強(qiáng)化型鎳基鑄造高溫合金，該合金具有高體積分?jǐn)?shù)的 γ′-Ni3 （Al, Ti） 相 （約62%）， 且難熔元素 （Ta+W+Mo） 含量較高 （約14 wt%， 質(zhì)量分?jǐn)?shù)）[1-2]， 同時因其具有良好的鑄造性能、 優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、 抗氧化和抗腐蝕性能， 被廣泛應(yīng)用于高溫結(jié)構(gòu)件上[3]。 目前， 高溫結(jié)構(gòu)件上所使用的MAR-M247 合金主要包括等軸晶高溫透平葉片。

由于Mar-M247 合金化程度很高， 在凝固過程中勢必會出現(xiàn)偏析情況。 在非平衡凝固過程中，隨著液相體積分?jǐn)?shù)減少， Ta、 Hf、 Mo、 Zr 元素在液相中的體積分?jǐn)?shù)增加， 可見 Ta、 Hf、 Mo、 Zr 元素主要富集于枝晶間； 而W、 Co 元素含量減少，偏聚于枝晶干[4]。 枝晶微觀偏析不可避免， 且在絕大多數(shù)精鑄件中均可接受， 經(jīng)過熔體過熱、 熱等靜壓和固溶時效處理后， 枝晶微觀偏析可得到一定程度的改善[5-7]，對鑄件組織和性能影響不大。 國內(nèi)外鮮有對Mar-M247 鎳基高溫合金精鑄件的宏觀偏析的研究， 本文就某重型燃機(jī)第三級動葉片的宏觀偏析形成機(jī)理進(jìn)行了研究， 以填補(bǔ)精鑄工藝對鑄件宏觀偏析研究的空白。

1 現(xiàn)狀分析

采用Mar-M247 鎳基高溫合金澆鑄了某重型燃機(jī)第三級動葉片， 在氣道面以及葉冠圍帶過渡區(qū)域發(fā)現(xiàn)異常組織， 宏觀及金相照片如圖1 所示。可以看出， 異常組織出現(xiàn)在氣道面橫截面厚大中心區(qū)域， 約占壁厚的1/3。 異常組織處富含大量密集共晶組織， 且枝晶干上富集大量的碳化物； 進(jìn)一步可以看出， 異常組織區(qū)域枝晶細(xì)小不發(fā)達(dá)。

圖1 異常組織截面宏觀及金相照片

對異常組織進(jìn)一步EDS 能譜面掃描檢測， 其結(jié)果如圖2 所示。 從圖中可以看出， 異常組織處富含 Mo、 Cr、 Ti、 Ta 和 Hf 元素， 貧化 Co、 W 元素。 可初步推斷，此異常組織和元素偏析有關(guān)。

圖2 異常組織處 Mo、 Cr、 Ti、 Ta、 Hf、 Co 和 W元素面掃描結(jié)果

2 原因分析

2.1 數(shù)值模擬計(jì)算

采用ProCAST 自帶Mar-M247 合金和氧化鋁型殼數(shù)據(jù)庫， 設(shè)定澆注溫度為1 500 ℃， 型殼預(yù)熱溫度為1 200 ℃， 計(jì)算了該葉片的凝固場、 溫度梯度場和冷卻速率場， 結(jié)果如圖3 所示。 從凝固場可以看出， 鑄件在氣道面近葉冠R 角處凝固時斷開， 一部分朝葉根凝固， 一部分朝葉冠凝固。 朝葉根凝固部分形成順序凝固， 依次補(bǔ)縮； 朝葉冠凝固部分逐漸向葉冠熱節(jié)部位凝固， 而異常組織就發(fā)生在朝葉冠熱節(jié)部位凝固路徑上。

圖3 鑄件凝固場、 溫度梯度場和冷卻速率場分布

進(jìn)一步分析鑄件溫度梯度分布， 可以看出異常組織處形成封閉式溫度梯度分布， 且溫度梯度很小， 但其四周溫度梯度很大。 可以推測出， 異常組織四周枝晶生長速率快， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率也快，枝晶前沿殘余液相中負(fù)偏析元素含量高； 隨著溫度梯度逐漸降低， 枝晶生長速率減慢， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率也減慢， 但枝晶前沿殘余液相中負(fù)偏析元素含量卻進(jìn)一步升高。

最后分析鑄件冷卻速率分布， 可以看出異常組織處形成封閉式冷卻速率場， 且其四周的凝固方式也發(fā)生了變化， 異常組織四周為層狀凝固，而異常組織處為糊狀凝固。 由凝固理論可以推測出， 層狀凝固而無液體補(bǔ)縮時， 會加劇枝晶前沿殘余液相中負(fù)偏析元素的聚集； 糊狀凝固趨于整體凝固， 在液相中同時形成多個晶核， 但是由于殘余液相中富含大量負(fù)偏析元素， 會抑制晶核枝晶的生長， 導(dǎo)致異常組織處枝晶細(xì)小不發(fā)達(dá)， 進(jìn)而形成大量低熔點(diǎn)的共晶組織。

2.2 熱力學(xué)計(jì)算

根據(jù)熱力學(xué)原理， 體系在恒溫恒壓達(dá)到平衡的一般條件： （1）體系的總吉布斯自由能G 達(dá)到最小值 Gmin； （2）組元 i 在各相中的化學(xué)勢相等。 即，每一相的摩爾吉布斯自由能：

根據(jù)熱力學(xué)計(jì)算理論基礎(chǔ)， 在Mar-M247 合金中， 各元素溶質(zhì)分配系數(shù)及密度見表1。 溶質(zhì)分配系數(shù) K=Cs/Cl， K＞1 為正偏析， 元素傾向聚集在枝晶干； K＜1 為負(fù)偏析， 元素傾向聚集在枝晶間。

表1 Mar-M247 合金凝固時元素溶質(zhì)分配系數(shù)

從表1 可以看出， 負(fù)偏析最嚴(yán)重的元素分別為 Hf、 C， 其次為 Ta、 Mo、 Ti， 最后為 Cr、 Al 元素。 Hf 元素溶質(zhì)分配系數(shù) K=0.155， C 元素溶質(zhì)分配系數(shù)K=0.2， 說明此2 種元素絕大部分分布在枝晶間， 形成枝晶間碳化物， 且Hf 元素偏析會加劇共晶組織形成[8-9]。 正偏析最嚴(yán)重的元素是Co 和W， 這2 種元素絕大部分分布在枝晶干上。 圖4為異常凝固區(qū)域元素偏析簡圖， 可直觀分析枝晶間元素偏析情況。 在糊狀區(qū)， 樹枝晶生長發(fā)達(dá)，W、 Co 等正偏析元素偏聚在枝晶干上， Hf、 C、Ta、 Mo、 Ti、 Cr、 Al 等負(fù)偏析元素偏聚在枝晶間和前沿殘余液相中。 但液相中心區(qū)域遠(yuǎn)離樹枝晶，其W、 Co 等元素含量相對增加， 和C 元素一起形成碳化物， 成為樹枝晶形核核心。 從圖2 中也可以看出， 異常組織處也是負(fù)偏析元素富集的區(qū)域，但也零星分布著細(xì)小的富含W 元素的樹枝晶。

圖4 異常凝固區(qū)域元素偏析示意圖

2.3 元素?cái)U(kuò)散分析

在溶體中溶質(zhì)傳輸只有擴(kuò)散時， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率νdiff等于溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)Dl與濃度梯度▽c 的乘值， 即：

由式（2）可以看出， 溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)Dl與濃度梯度▽c 的值越大， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率越大。

枝晶尖端生長速率νtip：

式中， ΔTc為溶質(zhì)擴(kuò)散過冷度， 即枝晶生長過程中， 枝晶前沿液相濃度發(fā)生變化引起的成分過冷，由圖4 可以看出， 液相溶質(zhì)溶度越高， 對應(yīng)的溫度越低， 由液相濃度發(fā)生變化引起的成分過冷越大。

α2和 α3為枝晶尖端生長系數(shù)， 與式（4）存在相關(guān)關(guān)系， 具體數(shù)值通過KGT 模型的三次擬合曲線獲得。

式中， Dl為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)， m2/s； m 為液相斜率，K/%； k0為溶質(zhì)分配系數(shù)； C0為初始濃度， %； Γ為 Gibbs-Thomson 系數(shù)， K/s。

可以看出， 枝晶尖端生長速率νtip主要取決于溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)Dl和溶質(zhì)擴(kuò)散過冷度ΔTc。 溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)Dl和溶質(zhì)擴(kuò)散過冷度ΔTc越大， 枝晶生長越快； 而溶質(zhì)擴(kuò)散過冷度ΔTc和濃度梯度▽c 之間存在正相關(guān)關(guān)系。 由此可推出， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率vdiff和枝晶生長速率νtip之間也存在正相關(guān)關(guān)系。

一般在凝固初期或有金屬液補(bǔ)縮情況下， 枝晶生長速率越快， 溶質(zhì)擴(kuò)散速率越快。 但是， 如上所述， 當(dāng)鑄件凝固方式由層狀凝固轉(zhuǎn)變?yōu)楹隣钅蹋?且糊狀凝固區(qū)被層狀凝固區(qū)包圍時， 糊狀凝固區(qū)內(nèi)負(fù)偏析元素含量高， 濃度梯度低， 不利于枝晶的生長。

3 優(yōu)化措施

根據(jù)上述數(shù)值模擬結(jié)果和熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果，可推斷出異常組織形成的充分條件： （1）形成封閉孤島， 無液體對流交換， （2）冷卻速率慢。 必要條件是： （1）形成封閉式溫度梯度， 且溫度梯度變化大， （2）凝固方式由層狀凝固轉(zhuǎn)變?yōu)楹隣钅獭?/p>

3.1 數(shù)值模擬計(jì)算

針對上述推論結(jié)果， 考慮采用打破封閉孤島，降低溫度梯度變化速率的方法， 解決異常組織。澆注系統(tǒng)優(yōu)化后的鑄件凝固場、 溫度梯度場和冷卻速率場分布如圖5 所示。

圖5 優(yōu)化后的鑄件凝固場、 溫度梯度場和冷卻速率場分布

從圖5 凝固場可以看出， 在澆注系統(tǒng)優(yōu)化后，打破了凝固場的封閉孤島， 鑄件在氣道面近葉冠R 角處凝固時斷開后， 一部分朝葉根凝固， 一部分朝葉冠凝固。 朝葉根凝固部分形成順序凝固，依次補(bǔ)縮； 朝葉冠凝固部分逐漸向葉冠熱節(jié)部位凝固， 然后向葉冠內(nèi)澆道凝固， 最后凝固在底部橫澆道， 也形成順序凝固。 如此， 原澆注系統(tǒng)的封閉孤島與底部內(nèi)澆道、 橫澆道連通， 抑制了異常組織形成的充分條件。

進(jìn)一步分析澆注系統(tǒng)后優(yōu)化的溫度梯度場，可以看出， 澆注系統(tǒng)優(yōu)化后， 消除了原異常組織處的封閉式溫度梯度場分布， 保證了最小溫度梯度處與其縱向上方溫度梯度的連通。

最后分析澆注系統(tǒng)優(yōu)化后的冷卻速率場， 可以看出， 澆注系統(tǒng)優(yōu)化后， 消除了原異常組織處的封閉式冷卻速率場分布， 保證了鑄件凝固方式的一致性， 即鑄件在近葉冠R 角處開始凝固， 一方面朝葉根形成順序?qū)訝钅蹋?另一方面朝葉冠內(nèi)澆道、 底部橫澆道形成順序?qū)訝钅獭?如此，原異常組織處相對于其相鄰的上部和下部冷卻速率最快， 且為順序?qū)訝钅蹋?抑制了異常組織形成的必要條件。

3.2 實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證

按照上述數(shù)值模擬優(yōu)化方案進(jìn)行蠟?zāi)＝M裝、制殼和澆注， 得到實(shí)際鑄件，如圖 6（a）所示。 經(jīng)過熱等靜壓和熱處理后， 對原異常組織處進(jìn)行解剖，解剖后截面宏觀及金相照片如圖6（b～c）所示。

圖6 優(yōu)化后實(shí)際鑄件及宏微觀金相照片

從圖6 可以看出， 采用優(yōu)化后的工藝方案澆注的鑄件徹底消除了宏觀偏析缺陷， 樹枝晶和碳化物形貌恢復(fù)正常， 也間接證明了數(shù)值模擬結(jié)果和原因分析的準(zhǔn)確性。

4 結(jié)論

采用數(shù)值模擬計(jì)算方法并結(jié)合實(shí)驗(yàn)研究了MAR-M247 鎳基高溫合金高溫透平葉片異常組織形成機(jī)理。 結(jié)果表明：

（1）異常組織是由宏觀偏析導(dǎo)致；

（2）形成封閉孤島， 無液體對流交換， 冷卻速率慢是形成宏觀偏析的充分條件；

（3）形成封閉式溫度梯度，且溫度梯度變化大，凝固方式由層狀凝固轉(zhuǎn)變?yōu)楹隣钅淌切纬珊暧^偏析的必要條件；

（4）改善澆注系統(tǒng)設(shè)計(jì)消除了宏觀偏析缺陷。