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        DD5合金單晶雙聯(lián)整鑄導向葉片的熱工藝匹配性

        2022-06-29 07:19:30賈新云陳升平譚永寧黃朝暉
        金屬熱處理 2022年6期
        關(guān)鍵詞:釬焊單晶時效

        賈新云,陳升平,宗 毳,譚永寧,黃朝暉

        (中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室,北京 100095)

        單晶高溫合金因其優(yōu)異的高溫綜合性能為制造燃氣發(fā)動機渦輪葉片的關(guān)鍵材料,已廣泛應用在先進的航空發(fā)動機上[1-3]。單晶高溫合金的優(yōu)異性能,通過合金熱處理獲得[4-8]。單晶高溫合金熱處理通常采用固溶處理和時效處理[9-11]。γ′相為強化相,熱處理目的就是調(diào)整合金中γ′相的形態(tài)、尺寸和體積分數(shù),以提高合金的力學性能[12-13]。合金中γ′相尺寸較大,形狀不規(guī)則,導致合金的性能降低[14-17]。隨著定向凝固工藝和技術(shù)的發(fā)展,近年來國內(nèi)開始開展了單晶雙聯(lián)導向葉片的研制,雖然取消了單聯(lián)導向葉片高溫釬焊焊接工藝,但仍然需要對導流管、蓋板、底座等小零件進行焊接。DD5合金單晶雙聯(lián)整鑄導向葉片零件研制工序中包含多個熱工藝過程(熱處理、焊接),這些熱工藝會直接影響合金的組織和性能,熱工藝順序的合理安排對保證葉片的使用性能至關(guān)重要,因此,亟需開展相關(guān)熱工藝順序的匹配研究,合理安排真空熱處理中固溶、時效、焊接的順序,得到DD5合金單晶渦輪導向葉片熱工藝的合理安排,為DD5合金單晶雙聯(lián)整鑄導向葉片零件研制工藝提供參考。

        1 試驗材料及方法

        試驗采用由真空感應熔煉而成的φ80 mm的DD5母臺金錠(>300 kg),然后在ISP2/Ⅲ型真空感應定向爐中重熔,澆注成具有單晶組織的試棒,合金的化學成分見表1。試棒按照表2進行不同熱工藝順序處理,其中標準熱處理工藝為:固溶(1300℃×2 h,AC)+一級高溫時效(1120℃×4 h,AC)+二級時效(1080℃×4 h,AC)+三級時效處理(900℃×4 h,AC)。導流管釬焊工藝為1165℃×15 min,F(xiàn)C(爐冷)/4次。經(jīng)不同熱工藝順序處理后加工成力學性能試樣。拉伸試樣尺寸為φ12 mm×71 mm,按HB 5195—1996《金屬高溫拉伸試驗方法》測量。持久試樣尺寸為φ12 mm×60 mm,按HB 5150—1996《金屬高溫拉伸持久試驗方法》測試,分別測試870℃拉伸性能、980℃/250 MPa和1093℃/158 MPa的持久性能。顯微組織試樣按標準金相試樣制備,經(jīng)精磨、拋光后用H2SO4:HNO3:HCl=5:3:90(體積比)的混合溶液侵蝕,腐蝕時間為3~5 s。采用FEI NOVA Nano450掃描電鏡分析合金顯微組織。

        表1 DD5合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of the DD5 alloy(mass fraction,%)

        表2 DD5合金的不同熱處理工藝Table 2 Different heat treatment processes of the DD5 alloy

        2 試驗結(jié)果

        2.1 不同熱工藝順序?qū)M織的影響

        DD5合金標準熱處理后的組織見圖1。由圖1可以看出,DD5合金組織由粒狀、塊狀或骨架狀的碳化物,極少量的共晶相和規(guī)則立方狀的γ′相組成,基體通道平直,γ′相尺寸分布較為均勻。由于DD5合金含有比普通單晶高溫合金較多的C元素,組織中有較多的碳化物。

        圖1 DD5合金經(jīng)標準熱處理后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the DD5 alloy after standard heat treatment

        標準熱處理+導流管釬焊工藝處理后(方案1)合金的顯微組織見圖2。由圖2可以看出,釬焊工藝處理后碳化物形態(tài)和體積分數(shù)無明顯變化;γ′相尺寸分布非常不均勻,部分γ′相尺寸稍有增加,同時有些γ′相尺寸因邊緣溶解而稍有減小;γ′相的立方化程度降低,部分γ′相的形狀不再是立方狀,其中有些γ′相近似球形,有些γ′/γ相界面呈現(xiàn)為鋸齒狀;基體通道呈不均勻分布,部分基體通道變寬,同時存在部分基體通道變窄,有些基體通道中析出了細小不規(guī)則的二次γ′相。

        DD5合金經(jīng)方案2熱處理后的顯微組織見圖3。由圖3可以看出,時效前加入釬焊工藝處理后,與標準熱處理相比,碳化物形態(tài)和體積分數(shù)無明顯變化,γ′相和基體通道尺寸呈不均勻分布,γ′相的立方化程度降低,部分γ′/γ相界面呈現(xiàn)為鋸齒狀,基體通道可見細小不規(guī)則的二次γ′相。與時效后進行釬焊工藝的顯微組織變化比較相近,不同之處為γ′/γ相界面鋸齒化程度較輕,γ′相的立方化程度稍好。

        圖3 DD5合金經(jīng)方案2熱處理后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the DD5 alloy after heat treatment of project 2

        單晶高溫合金固溶處理后,形成細小不規(guī)則的γ′相,三級時效過程中,γ′相長大成立方規(guī)則γ′相組織。在1165℃釬焊過程中,熱處理溫度較高,高于合金的一級時效溫度1120℃。合金在高溫釬焊過程中,已經(jīng)接近γ′相的溶解溫度,γ′相長大和回溶受合金元素擴散控制,兩個過程同時進行,γ′相一方面長大使基體擴散通道變窄,也有部分回溶導致基體通道變寬,在冷卻過程中基體擴散通道中析出細小的二次γ′相[13,17]。

        合金的界面能和應變能控制著γ′相的形態(tài)。在時效過程中,γ和γ′相組成的系統(tǒng)中體系總能量△E可表示為[18]:

        式中:△E1為彈性能,△E2為界面能,△E3為γ和γ′相的彈性模量差異導致的粒子間相互作用能。在時效過程中γ′相的形態(tài)轉(zhuǎn)變除受到元素擴散的作用,也受到轉(zhuǎn)變過程中ΔE(主要是ΔE1和ΔE2)的影響。在較低溫度時效時,元素擴散速率較慢,γ′強化相與γ相為共格界面,ΔE1占據(jù)了系統(tǒng)總能量中的主要部分。由相變反應能量最小準則,固溶處理后的γ′相將向應變能更低的形態(tài)轉(zhuǎn)變,而立方形態(tài)的γ′相具有較低的應變能,因此在較低溫度下進行時效處理,γ′相的立方化程度變好[19]。在較高溫度時效時,γ′相形態(tài)主要由合金界面能控制,且溫度越高,元素擴散速度越快,γ′相尺寸越大,與立方體形狀相比,球形的γ′相表面積更小。因此,有文獻研究表明隨時效溫度升高,γ′相的棱角鈍化越嚴重,逐漸轉(zhuǎn)變呈球形[19]。

        同時在較高溫度冷卻過程中細小的二次γ′相以兩種方式重新析出。一種是依附在原有的γ′相上繼續(xù)長大;由于γ′相局部存在較高的彈性應變能,而再次析出的γ′相將沿{011}面析出使能量降低[20]。因此γ′相析出長大具有方向性,沿著{011}面析出長大較快,這就造成了γ′/γ相界面呈現(xiàn)出鋸齒狀的界面,如圖2(d)、3(d)所示。另一種析出方式是由于γ′相形成元素距原有的γ′相較遠,來不及擴散到γ′/γ相界面,因而在基體通道中析出了細小的二次γ′相[14]。

        圖2 DD5合金經(jīng)方案1熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the DD5 alloy after heat treatment of project 1

        與合金時效后進行高溫焊接工藝相比,合金時效前進行高溫釬焊工藝處理后,γ′/γ相界面鋸齒化程度較輕,γ′相的立方化程度稍好,這是由于三級時效處理溫度都比較低,γ′相主要為長大過程,原來鋸齒狀界面和立方化程度都得到了改善。

        2.2 不同熱工藝順序?qū)π阅艿挠绊?/h3>

        不同熱工藝順序?qū)D5合金870℃拉伸性能的影響見圖4。由圖4可以看出,加入釬焊工藝后,與標準熱處理相比,抗拉強度稍有降低,先進行時效處理后進行焊接工藝(方案1)的屈服強度稍微有所提高,塑性保持基本一致;先進行焊接工藝后再進行時效處理(方案2)的屈服強度保持基本一致,塑性稍微有所提高??傮w看來,時效后進行釬焊與時效前進行釬焊對DD5合金870℃拉伸性能沒有明顯的影響。

        圖4 DD5合金經(jīng)不同熱處理后的870℃拉伸性能Fig.4 Tensile properties at 870℃of the alloy after different heat treatments

        不同熱工藝順序?qū)D5合金980℃/250 MPa持久性能的影響見圖5。可以看出,與標準熱處理相比,先進行時效處理后進行焊接工藝處理(方案1)的持久壽命稍微降低,塑性基本相當;先進行焊接工藝處理后進行時效處理(方案2)的持久壽命水平保持基本一致,塑性稍有降低??傮w看來,時效后進行釬焊與時效前進行釬焊對DD5合金980℃高溫持久性能沒有明顯的影響。

        圖5 DD5合金不同熱處理后980℃/250MPa的持久性能Fig.5 Stress rupture properties at 980℃/250 MPa of the DD5 alloy after different heat treatments

        不同熱工藝順序?qū)D5合金1093℃/158 MPa持久性能的影響見圖6。由圖6可以看出,與標準熱處理相比,先進行時效處理后進行焊接工藝(方案1)的持久壽命稍微降低,塑性有所提高;先進行焊接工藝后進行時效處理(方案2)的持久壽命稍微降低,塑性稍微降低??傮w看來,時效后進行釬焊與時效前進行釬焊對DD5合金1093℃/158 MPa高溫持久性能沒有明顯的影響。

        圖6 DD5合金不同熱處理后1093℃/158 MPa的持久性能Fig.6 Stress rupture properties at 1093℃/158 MPa of the DD5 alloy after different heat treatments

        單晶高溫合金的力學性能由其顯微組織決定。高體積分數(shù)、規(guī)則立方的γ′相使合金具有優(yōu)良的力學性能。通過上面研究結(jié)果可知,高溫釬焊處理工藝對合金的碳化物形態(tài)和體積分數(shù)無明顯影響,主要反映在合金中的γ′相尺寸、形態(tài)、分布和γ′相體積分數(shù)的變化。時效后或時效前進行高溫釬焊處理都使γ′相和基體通道尺寸呈不均勻分布,γ′相的立方化程度降低,部分γ′/γ相界面呈現(xiàn)為鋸齒狀,基體通道可見細小不規(guī)則的二次γ′相,這些組織變化不利于合金的強化作用;鋸齒狀的γ′/γ相界面使兩相處于半共格狀態(tài),在非共格界面上容易產(chǎn)生位錯源,對合金性能不利[16]。γ′相的立方化程度降低、鋸齒狀的γ′/γ相界面以及γ′相體積分數(shù)的減少使合金的抗拉強度和持久性能相對于標準熱處理都稍有降低[13],雖然基體通道析出了二次γ′相,但在高溫持久條件下會溶解到基體中而起不到阻礙位錯運動的作用[15]。

        對比合金的標準熱處理性能,先進行時效處理后進行焊接工藝(方案1),或者先進行焊接工藝后進行時效處理(方案2),DD5合金的抗拉強度和持久壽命都稍有降低,但時效前焊接與時效后焊接,對合金性能無明顯影響。如前所述,與合金時效后進行高溫焊接工藝相比,合金時效前進行高溫釬焊處理后γ′/γ相界面鋸齒化程度較輕,γ′相的立方化程度稍好,但二者的組織差別較小,對合金的性能影響不大,因此時效后進行釬焊與時效前進行釬焊對DD5合金的性能沒有明顯的影響??紤]到葉片研制生產(chǎn)工序的安排,盡量減少葉片工序流轉(zhuǎn)帶來時間成本和物流成本,在不明顯減小合金性能的情況下,建議DD5合金導向葉片先進行完標準熱處理后,再安排焊接工序。

        3 結(jié)論

        1)DD5合金標準熱處理后,合金組織由粒狀、塊狀或骨架狀的碳化物,極少量的殘留共晶相和規(guī)則立方狀的γ′相組成。

        2)與標準熱處理相比,時效前焊接或者時效后焊接后,碳化物形態(tài)和尺寸無明顯變化,γ′相和基體通道尺寸呈不均勻分布,γ′相的立方化程度降低,部分γ′/γ相界面呈現(xiàn)為鋸齒狀,基體通道可見細小不規(guī)則的二次γ′相。與時效后進行釬焊工藝相比,時效前進行釬焊工藝的γ′/γ相界面鋸齒化程度較輕,γ′相的立方化程度稍好。

        3)時效前焊接與時效后焊接對比,合金870℃拉伸性能、980℃/250 MPa和1093℃/158 MPa持久性能沒有明顯影響。

        4)考慮到葉片研制生產(chǎn)工序的安排,建議DD5合金導向葉片先進行標準熱處理后,再安排焊接工序。

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