張曉敏， 秦鶴勇， 于 萍， 段 然， 劉慧敏， 張 爽， 田 強(qiáng)

（鋼鐵研究總院有限公司， 北京 100081）

高溫合金是指以鐵、鈷、鎳為基，能在600 ℃以上的高溫及一定的應(yīng)力作用下長期工作的一類金屬材料[1］.高溫合金的合金化程度很高，故在英美被稱為超合金（superalloy）.1956 年，我國正式開始研制、生產(chǎn)高溫合金，自此我國高溫合金從無到有，從仿制到自行開發(fā)，從單純滿足任務(wù)要求到推動發(fā)動機(jī)的發(fā)展，取得了令人矚目的成就[2］.高溫合金從一開始就主要用于航空發(fā)動機(jī)，高溫合金材料用量占到發(fā)動機(jī)總量的40%～60%，被譽(yù)為“先進(jìn)發(fā)動機(jī)的基石”[3］.

隨著發(fā)動機(jī)推重比的提高，它對高溫合金的性能也有了更高的要求[4］.在性能提升的同時(shí)，高溫合金的合金化程度也一直在提高.本文中研究的鎳基高溫合金的Al，Ti，Nb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)之和高達(dá)8.6%，添加了4.3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的Mo 和2.4%的W，時(shí)效處理后γ′相體積分?jǐn)?shù)增至45%.高γ′相的存在使得合金變形抗力高、熱加工塑性差、可鍛造溫度窗口窄[5］，固溶冷速對合金組織的影響也更為顯著.國內(nèi)外學(xué)者們對鎳基高溫合金熱處理過程中的固溶溫度進(jìn)行了深入研究，如姚志浩等[6］研究了不同固溶溫度下組織演變是如何影響合金力學(xué)性能的，曲敬龍等[7］研究了長時(shí)間高溫固溶作用下晶界面積如何影響合金的持久壽命.但學(xué)者們對固溶處理后的冷速如何影響合金的組織狀態(tài)和最終的力學(xué)性能缺乏系統(tǒng)的研究.

本文中采用三種不同的固溶冷速對鎳基高溫合金進(jìn)行固溶處理，并對合金的力學(xué)性能進(jìn)行檢測，觀察合金的顯微組織、碳化物和γ′沉淀強(qiáng)化相，確定最佳的固溶冷卻方式，為鎳基高溫合金的生產(chǎn)提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用的合金成分見表1.合金取自真空感應(yīng)＋真空自耗重熔（VIM＋VAR）雙聯(lián)冶煉技術(shù)制備的真空自耗重熔鑄錠.雙聯(lián)冶煉技術(shù)可以有效降低高溫合金中的雜質(zhì)元素和夾雜物含量[8］.經(jīng)過均勻化熱處理后，鑄錠中的第二相發(fā)生溶解，這可以有效減輕甚至消除元素偏析，從而提高合金的熱加工塑性[9］.通過自由鍛造的方式，合金鑄錠在快鍛機(jī)上完成開坯，鑄錠成為致密的棒材.棒材經(jīng)過1 120 ℃的鍛造后，變形成為盤鍛件.之后，對盤鍛件進(jìn)行熱處理，共分為4 步：1 040 ℃＋6 h 退火，1 140 ℃＋6 h 固溶，850 ℃＋6 h 一次時(shí)效，780 ℃＋6 h 二次時(shí)效.固溶處理的冷卻方式分別為風(fēng)冷、空冷和控溫慢冷.最后，進(jìn)行合金的室溫拉伸、室溫沖擊等力學(xué)性能的檢測.

表1 合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 The alloy chemical composition（mass fraction） %

經(jīng)熱力學(xué)平衡相計(jì)算后，繪制該合金的平衡相圖，如圖1 所示，其中L 表示液相.由計(jì)算結(jié)果可知，合金的基體為γ 相，平衡凝固過程中會依次析出γ 相、MC 碳化物、γ′相和M23C6等.當(dāng)溫度降到1 355 ℃時(shí)，γ 相開始析出；溫度降到1 319 ℃時(shí)，MC 碳化物在固液兩相區(qū)中析出；隨著溫度進(jìn)一步降低到1 120 ℃，γ′沉淀強(qiáng)化相在過飽和固溶體中析出.

圖1 平衡相圖Fig.1 Balanced phase diagram

2 結(jié)果與分析

2.1 冷卻速度對合金力學(xué)性能的影響

圖2 和表2 為該合金的力學(xué)性能隨固溶冷速的變化情況.由圖2 和表2 可知：風(fēng)冷條件下合金的抗拉強(qiáng)度最大，達(dá)到1 370 MPa；控溫慢冷條件下合金的斷后伸長率最大，為23.5；隨著冷速的降低（風(fēng)冷＞空冷＞控溫慢冷），合金的抗拉強(qiáng)度略有減小，但均超過1 300 MPa，沖擊吸收功有明顯的提高.從表2 中可以看出，合金硬度的變化趨勢和強(qiáng)度的變化趨勢一致，隨著冷速的降低，合金的硬度也逐漸減小.在650 ℃＋863 MPa 作用下，合金的持久壽命從169 h 降到91 h；在750 ℃＋588 MPa 作用下，合金的持久壽命從130 h 降到94.3 h.綜上，低冷速只能提升該合金的沖擊吸收功和斷后伸長率，而高冷速能大大提升合金的持久壽命.

表2 不同固溶冷速下合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the alloy at different solid solution cooling rates

2.2 冷卻速度對合金顯微組織的影響

合金的顯微組織隨固溶冷速的變化情況如圖3所示.由圖3 和圖4 可知，固溶冷速對合金的晶粒尺寸影響很大.風(fēng)冷和空冷狀態(tài)下合金的顯微組織中有很多欒晶存在.隨著冷速降低即高溫時(shí)間延長，γ′相發(fā)生溶解，失去釘扎作用，導(dǎo)致晶粒長大；在控溫慢冷狀態(tài)下，粒徑約為265 μm，此時(shí)欒晶幾乎不可見.晶粒的長大必然會導(dǎo)致合金強(qiáng)度的降低.控溫慢冷狀態(tài)下的冷速最低，合金的抗拉強(qiáng)度也最低.

圖4 不同固溶冷速下合金晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)Fig.4 Grain size statistics of the alloy at different solid solution cooling rates

2.3 冷卻速度對合金沖擊斷口形貌的影響

合金沖擊斷口的宏觀形貌如圖5 所示.由圖可知，斷面較為粗糙.風(fēng)冷狀態(tài)下合金的沖擊斷口表面大部分為放射區(qū)，有較大的塑性變形，有許多二次裂紋存在.控溫慢冷狀態(tài)下合金的沖擊斷口表面略為平坦，二次裂紋少而短.合金沖擊斷口的微觀形貌如圖6 所示.由圖可知，風(fēng)冷狀態(tài)下合金的沖擊斷口表面明顯可見長且深的二次裂紋，有沿晶和穿晶斷裂的特征，沖擊吸收功為51.0 J.空冷狀態(tài)下合金的沖擊斷口可見部分撕裂的韌窩帶和撕裂棱，沖擊吸收功為56.9 J；控溫慢冷狀態(tài)下合金的沖擊斷口表面可見尺寸不同的韌窩，沖擊吸收功為65.7 J，此時(shí)合金的沖擊性能最好.隨著固溶處理后冷卻速度的減慢，合金沖擊吸收功增大，這與合金碳化物的尺寸和數(shù)量有一定關(guān)系.

圖5 合金沖擊斷口的宏觀形貌Fig.5 Macro-morphology of impact fracture of the alloy

圖6 合金沖擊斷口的微觀形貌Fig.6 Microscopic morphology of impact fracture of the alloy

2.4 冷卻速度對合金中碳化物的影響

圖7 為三種不同固溶冷速下合金中碳化物的形貌圖.由圖可知，碳化物呈粗大、不規(guī)則形態(tài)，且呈穿晶、沿晶態(tài)分布.Nb 和V 是MC 碳化物的主要組成元素， 而M23C6碳化物主要由Cr 和Mo 組成. 碳化物喜歡分布在晶界處， 對合金的性能產(chǎn)生較大影響. 圖8 為碳化物EDS 線掃圖， 從圖中可以看出， 碳化物主要由NbC 和TiC 組成. 在圖中的晶界處并未觀察到明顯的成分波動， 說明晶界處元素偏析很弱. 合金基體為γ 和γ′相， 由Ni 組成.

圖7 不同固溶冷速下的碳化物形貌Fig.7 Carbide morphology at different solid solution cooling rates

圖8 碳化物EDS 線掃圖Fig.8 EDS line scan of carbide

碳化物（尤其是晶界處的碳化物） 對高溫合金持久壽命的影響最為顯著. 隨著固溶處理后冷卻速度的減慢， 碳化物尺寸有所增大、 數(shù)量有所增多， 合金的沖擊吸收功增大， 但持久壽命顯著降低.

2.5 冷卻速度對合金中γ′相的影響

γ′相是鎳基高溫合金的主要沉淀強(qiáng)化相， 通過與基體共格產(chǎn)生的畸變場束縛晶界移動， 進(jìn)而實(shí)現(xiàn)合金的強(qiáng)化[10］. 由圖9 和圖10 可知， γ′相尺寸隨著冷卻速度的降低而增大， 形貌也發(fā)生變化. 經(jīng)過1 140 ℃固溶后， 一次γ′相 （γ′Ⅰ相）均回溶于基體. 隨后采用不同固溶冷速對合金進(jìn)行冷卻. 在風(fēng)冷和空冷的狀態(tài)下， 合金在時(shí)效過程中因基體合金元素過飽和而均勻析出球形二次γ′相（γ′Ⅱ相），尺寸分別為170 和230 nm. 在控溫慢冷的狀態(tài)下， 合金中析出了兩種尺寸的γ′相.其中較大尺寸的γ′相為γ′Ⅰ相，呈花瓣?duì)罹鶆蚍植?，為固溶后控溫慢冷過程中部分析出并在隨后的時(shí)效過程中長大的相，尺寸約為680 nm.大尺寸的γ′相能夠增加析出強(qiáng)化效果，改善合金的抗拉強(qiáng)度[11］.而較小尺寸的γ′相則為固溶過程中部分γ′相溶解于基體并在之后的時(shí)效過程中因基體合金元素過飽和而沉淀析出的還未長大的γ′Ⅱ相，呈細(xì)小球形，分布在γ′Ⅰ相周圍.由此可見，固溶冷速對主要沉淀強(qiáng)化相γ′相的影響十分顯著.

圖9 不同固溶冷速下γ′相形貌Fig.9 The morphology of γ′ phase at different solid solution cooling rates

圖10 不同固溶冷速下γ′相尺寸統(tǒng)計(jì)Fig.10 Statistics of γ′ phase size at different solid solution cooling rates

圖11 為控溫慢冷狀態(tài)下合金晶界處析出相的能譜. 由圖可知： 晶界處的析出相為花瓣?duì)詈筒糠珠L大的條帶狀γ′Ⅰ相， 細(xì)小的γ′Ⅱ相分布在γ′Ⅰ相周圍； 塊狀碳化物主要由NbC 和TiC 組成.

圖11 控溫慢冷狀態(tài)下析出相成分Fig.11 Precipitated phase composition under temperature control and slow cooling

采用電子探針技術(shù)（EPMA）對合金進(jìn)行X 射線顯微分析，可以更清楚地觀測到晶界處元素分布情況.如圖12 所示，晶界處Ni，Al，Ti 分布較高，進(jìn)一步驗(yàn)證了晶界處條帶狀和花瓣?duì)畹奈龀鱿酁棣谩湎?在合金固溶后的冷卻過程中， 控溫慢冷狀態(tài)下冷速較慢，析出并長大的γ′相會與奧氏體基體的晶界有充分的時(shí)間發(fā)生交互作用[12-13］.早期晶界處γ′相的尺寸、形態(tài)與晶內(nèi)γ′相的尺寸、形態(tài)沒有顯著差別，但大角度的奧氏體晶界是合金元素的快速擴(kuò)展通道.γ′相邊形核、邊長大，冷速越慢，越有利于Al 和Ti 等元素向γ′相核心處遷移，這使得晶界處γ′相的長大速度遠(yuǎn)大于晶內(nèi)γ′相的長大速度，且二者尺寸有了顯著差別，γ′相形貌也從花瓣?duì)铋L成長條狀.同時(shí)，γ′相長大過程中也會不可避免地引起奧氏體晶界彎曲.

圖12 控溫慢冷狀態(tài)下EPMA 實(shí)測合金元素分布Fig.12 Distribution of alloy elements measured by EPMA under temperature controlled and slow cooling conditions

3 結(jié) 論

（1）低冷速只能提升實(shí)驗(yàn)用合金的沖擊吸收功和斷后伸長率，而高冷速能大大提升該合金的持久壽命.在650 ℃＋863 MPa 作用下，合金的持久壽命從169 h 降到91 h；在750 ℃＋588 MPa 作用下，合金的持久壽命從130 h 降到94.3 h.

（2）隨著冷速的降低，合金中的γ′相部分溶解，失去對晶粒的釘扎作用，導(dǎo)致晶粒長大；同時(shí)，碳化物尺寸增大、數(shù)量增多，呈穿晶、沿晶態(tài)分布.

（3）γ′相平均尺寸隨著冷速的降低而增大（風(fēng)冷170 nm→空冷230 nm→控溫慢冷680 nm），形貌也發(fā)生變化.控溫慢冷狀態(tài)下有兩種尺寸的γ′相，分別為花瓣?duì)罹鶆蚍植嫉摩谩湎嗪洼^小尺寸的球形γ′相.

（4）在固溶后的冷卻過程中冷速較慢，析出并長大的γ′相會與奧氏體基體的晶界有充分的時(shí)間發(fā)生交互作用.大角度的奧氏體晶界成為合金元素的快速擴(kuò)展通道，使得晶界處γ′相的長大速度遠(yuǎn)大于晶內(nèi)γ′相的長大速度，γ′相的形貌也從花瓣?duì)铋L成條帶狀.