王 華

（海軍裝備部，陜西 西安 710021）

GH4099合金是一種時效強化型鎳基高溫合金，主要依靠Cr、W、Mo、Co的固溶體和γ'（Ni3（Al，Ti））相、碳化物相來進(jìn)行強化，由于其具備較高的使用溫度（900～1000℃）、優(yōu)異的耐腐蝕、抗氧化性能、高溫力學(xué)性能以及良好的高溫組織穩(wěn)定性，因此是制備高性能發(fā)動機結(jié)構(gòu)件的必選材料之一[1-2]。目前，大多發(fā)動機用結(jié)構(gòu)件，如加力燃燒室可調(diào)噴管等，均由鍛造/軋制GH4099高溫合金板材制成。然而，傳統(tǒng)鑄鍛高溫合金的合金化程度不斷提高，導(dǎo)致鑄錠偏析嚴(yán)重、熱加工性能差、成形困難且材料利用率較低，難以滿足應(yīng)用要求[3]。

采用粉末冶金工藝（Powder Metallurgy，PM），可以得到無宏觀偏析、組織均勻、晶粒細(xì)小且熱加工性能良好的高溫合金材料，同時還可大幅提高材料的高溫強度和抗疲勞性能，該方法目前已在先進(jìn)航空發(fā)動機中具有廣泛應(yīng)用。該文研究采用等離子旋轉(zhuǎn)電極法（Plasma Rotating Electrode Process，PREP）和熱等靜壓工藝（Hot Isostatic Pressing，HIP）制備GH4099高溫合金，并研究了固溶冷卻方式對該合金微觀結(jié)構(gòu)演變和高溫力學(xué)性能的影響，將為粉末冶金法制備GH4099高溫合金部件的熱處理調(diào)控提供可靠的理論參考。

1 材料和方法

作為原料，采用等離子旋轉(zhuǎn)電極法制備的GH4099合金粉末使用的粉末粒徑為45μm～106μm，粉末顆粒形貌如圖1所示?？梢钥闯龇勰╊w粒表面光滑、球形度好、基本無衛(wèi)星粉和空心粉，粉末化學(xué)成分詳見文獻(xiàn)[4]。采用熱等靜壓法對GH4099粉末進(jìn)行固結(jié)時，先將目標(biāo)段粉末裝入不銹鋼包套中進(jìn)行真空加熱脫氣處理，隨后對包套嘴進(jìn)行封焊，并在1180℃、150MPa下熱等靜壓成型，然后進(jìn)行固溶熱處理。熱處理選用的固溶溫度為1150℃，保溫結(jié)束后分別采用水冷、空冷和爐冷的方式對試樣進(jìn)行冷卻。

圖1 GH4099合金粉末形貌

使用電火花線切割，從坯料上切下金相觀察樣品和標(biāo)準(zhǔn)拉伸測試試樣。在金相觀察前，將樣品按標(biāo)準(zhǔn)程序研磨并拋光至鏡面，再使用配比為15mL HCl+5mL H2SO4+20g CuSO4+80mL H2O的腐蝕劑刻蝕試樣表面60s，并采用倒置式光學(xué)顯微鏡（Optical Microscope，OM）和配有能譜儀（EDS）的掃描電子顯微鏡（Scanning Electronic Microscope，SEM）對合金顯微組織和微區(qū)成分進(jìn)行表征分析。使用高溫力學(xué)性能試驗機進(jìn)行900℃高溫拉伸測試。為明確合金斷裂方式，拉伸測試結(jié)束后使用SEM觀察試樣斷裂表面。

2 結(jié)果和討論

2.1 冷卻方式對PM GH4099合金微觀組織的影響

不同固溶冷卻方式下制備的GH4099合金微觀組織和晶界處顆粒的能譜分析如圖2所示。從圖2（a）、圖2（d）和圖2（g）可以看出，PM GH4099合金微觀組織均勻，由于固溶處理后大量晶界處的γ'相回溶，導(dǎo)致合金晶界相對模糊，因此固溶冷卻方式對合金晶粒尺寸的影響并不大，水冷、空冷和爐冷試樣的晶粒尺寸分別為65.33μm、64.29μm和70.76μm。Xu等[5]基于晶粒粗化模型和Ostwald熟化理論給出了預(yù)測平均晶粒半徑的公式，如公式（1）所示。

式中：r為熱處理后的平均晶粒半徑；r0為初始晶粒尺寸；Kgrow為晶粒粗化速率常數(shù)；K0為材料常數(shù)；R為氣體常數(shù)，即8.314J/（K·mol）；T為固溶溫度；t為保溫時間；n為粗化指數(shù)（GH4099合金的n值通常為5）。

從公式（1）可以看出，GH4099合金的晶粒粗化主要受固溶溫度與保溫時間的影響。通常認(rèn)為，晶粒生長是一個受原子擴散控制的熱激活過程，而緩慢冷卻并不會導(dǎo)致晶界遷移速率的大幅增加，因此其對晶粒尺寸的影響相對較小。

然而，冷卻速率的降低卻會顯著影響碳化物的析出行為。從圖2（b）、圖2（e）和圖2（h）可以看出，由于水冷試樣冷卻速率較快，因此其晶界處僅有少量白色顆粒呈細(xì)小彌散狀析出。但隨著冷卻速率的降低，大量碳化物沿γ晶界析出并粗化，晶界處碳化物顆粒的尺寸和數(shù)量明顯增加，并逐步呈連續(xù)狀分布于晶界處。經(jīng)EDS分析，即圖2（c）、圖2（f）和圖2（i）可知，該白色碳化物顆粒主要為富含Cr、Mo、W元素的M23C6型碳化物，其析出溫度范圍為650℃～1080℃[6]。由于爐冷冷卻速率較低，導(dǎo)致合金冷卻過程中處于該碳化物析出溫度范圍的時間相對較長，因此M23C6型碳化物會大量析出、粗化，并呈連續(xù)狀分布于合金晶界處。部分研究表明，細(xì)小、均勻分布的晶界碳化物顆粒對合金綜合性能的提升十分有利，而這種連續(xù)分布的碳化物膜則會顯著降低合金的塑韌性。其原因主要是這些大尺寸碳化物通常有較多尖角。并且其與基體的界面結(jié)合處通常為力學(xué)性能薄弱區(qū)域，因此這些析出物將會作為裂紋的潛在形核點，進(jìn)一步惡化晶界強度，并導(dǎo)致裂紋沿晶界擴展，造成脆性晶間斷裂[7-8]。

2.2 冷卻方式對PM GH4099合金高溫力學(xué)性能的影響

不同冷卻方式下碳化物析出行為的差異也會影響合金的斷裂行為。不同固溶冷卻方式下制備的GH4099合金晶界處碳化物的尺寸、體積分?jǐn)?shù)以及900℃高溫拉伸性能如圖3、表1所示。可以看出，隨著固溶冷卻速率的降低，PM GH4099合金的高溫強度逐漸提高。3組試樣對應(yīng)的屈服強度（σ0.2）分別為432MPa、390MPa、354MPa，抗拉強度（σb）分別為499MPa、461MPa、406MPa，伸長率（δ）分別為9.9%、12.0%、7.7%。三者相比，水冷試樣具有最佳強塑性配比。

表1 不同固溶冷卻方式下制備的GH4099合金基體晶粒尺寸、碳化物尺寸、碳化物體積分?jǐn)?shù)以及900℃高溫拉伸性能統(tǒng)計

圖3 不同固溶冷卻方式下制備的GH4099合金

比較圖3（a）、圖3（b）可知，PM GH4099合金的高溫拉伸性能與碳化物的尺寸數(shù)量呈明顯的反比關(guān)系。水冷試樣的高溫強度較高，但塑性相對較低，主要原因是冷速較快，在冷卻階段僅有少量彌散分布的顆粒狀碳化物析出，雖對強度的提升十分有利，但晶界處釘扎效應(yīng)減弱，因此其塑性相對較低。隨著冷卻速率增加，由于碳化物尺寸由0.71μm粗化至1.05μm，因此空冷試樣強度略有下降，但析出碳化物體積分?jǐn)?shù)由0.85%增至1.54%，導(dǎo)致其對晶界的滑移阻礙作用增強，反而使合金塑性稍有增加。然而，緩慢爐冷制度下熱處理試樣的高溫強度和塑性均較差，主要原因是鎳基高溫合金的斷裂行為直接取決于晶粒內(nèi)部和晶界間的相對強度[9]，緩慢冷卻會導(dǎo)致晶界處碳化物尺寸和體積分?jǐn)?shù)大幅增加，并呈連續(xù)狀分布于晶界處。一方面這些大的析出相非常堅硬、易碎，其周圍可能會出現(xiàn)強烈的應(yīng)力集中，這些硬脆顆粒可能會成為裂紋形核位點，促進(jìn)裂紋擴展，造成試樣脆性斷裂，最終降低延性；另一方面，由于碳化物/基體界面的結(jié)合力通常較弱，因此在拉伸載荷作用下，裂紋將優(yōu)先在界面處萌生并擴展，導(dǎo)致材料過早失效[10-11]。

不同冷卻方式下PM GH4099合金的高溫拉伸斷口形貌如圖4所示?？梢钥闯?，不同固溶冷卻方式下制備的GH4099合金高溫拉伸斷口均呈現(xiàn)出相似的特征，即均為典型的解理斷裂形貌，試樣斷裂面處凹凸不平，并存在較大的突起或凹陷。同時，在斷口處均未觀察到明顯的韌窩，表明其斷裂方式均為脆性晶間斷裂，這與合金較低的高溫塑性一致（表1）。同時，緩慢爐冷試樣斷口的平坦程比水冷和爐冷試樣更差。這是由于爐冷的冷卻速度非常慢，因此有足夠的時間從基體相中析出大量的硬脆碳化物。這些大尺寸的碳化物顆粒周圍會產(chǎn)生高應(yīng)力集中，導(dǎo)致γ相晶界變脆，當(dāng)應(yīng)力超過晶界結(jié)合強度時，就會發(fā)生沿晶斷裂。同時，晶界處碳化物與基體界面結(jié)合力相對較弱，這些界面區(qū)域也會成為裂紋的優(yōu)先形核位置，從而導(dǎo)致合金的強度、塑性均大幅降低。

3 結(jié)論

該文研究了固溶冷卻方式對粉末冶金GH4099合金微觀結(jié)構(gòu)演變和高溫力學(xué)性能的影響規(guī)律，主要結(jié)論如下：1）冷卻方式對GH4099合金晶粒尺寸的影響并不大，但固溶冷卻速率越高，M23C6碳化物析出數(shù)量越少，尺寸越小，試樣高溫強度越高。2）緩慢冷卻會導(dǎo)致晶界處M23C6碳化物的尺寸和體積分?jǐn)?shù)明顯增加，由于這些硬脆顆粒周圍會產(chǎn)生高應(yīng)力集中且其與基體界面結(jié)合力減弱，因此試樣的強度、塑性均會有所降低。3）不同固溶冷卻方式下制備的試樣斷裂方式均為脆性晶間斷裂，斷口處無明顯韌窩，這與合金較低的高溫塑性一致。