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朱玉平1,2盛乃成,1,3謝君1王振江1荀淑玲1于金江1李金國(guó)1楊林2侯桂臣1周亦胄1孫曉峰1

1.中國(guó)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

2.沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 沈陽 110870

3.中國(guó)科學(xué)院輕型動(dòng)力創(chuàng)新研究院 北京 100190

摘要

研究了K416B合金中富W相的析出行為與合金澆注溫度和凝固速率的關(guān)系。結(jié)果表明,在相同冷卻速率下,合金的澆注溫度由1500℃降低到1450℃時(shí),晶粒尺寸明顯減小。在不同澆注溫度下,合金中均有塊狀α-W相在殘余共晶中析出,α-W相形貌差別不大。合金的殘余共晶中存在大尺寸的M6C相,而殘余共晶的邊緣處有小尺寸的M6C相。高凝固速率時(shí),合金中富W相數(shù)量減少、尺寸減小,表明富W相析出受到明顯抑制。對(duì)于鑄造高鎢鎳基高溫合金,選擇合適的澆注溫度以及保溫體系加快凝固初期的冷卻速率,可以控制富W相的析出和轉(zhuǎn)變,從而優(yōu)化合金性能。

關(guān)鍵詞: 鎳基高溫合金 ; 富W相 ; α-W ; M6C ; 凝固速率

鎳基高溫合金因其優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、抗氧化腐蝕性能,被廣泛應(yīng)用于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的熱端部件[1~4]。隨著先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展,要求發(fā)動(dòng)機(jī)熱端使用的材料具有高的承溫承載能力,以滿足更高的經(jīng)濟(jì)性、可靠性和安全性的要求[5]。通過向合金中添加大量的固溶強(qiáng)化元素(W、Mo、Re等)和沉淀強(qiáng)化元素(Al、Ti和Ta等)可以顯著提高合金的高溫強(qiáng)度[6]。此外,合金中還存在著碳化物等強(qiáng)化相,進(jìn)一步強(qiáng)化合金。碳化物作為鎳基高溫合金中重要的析出相,在高溫下仍能保持一定的高溫強(qiáng)度,對(duì)合金高溫性能起著重要作用[7~10]。元素W除了固溶強(qiáng)化以外,在基體中還與C原子結(jié)合形成不同類型的碳化物,對(duì)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙作用,從而提高合金的性能[11]。因此,國(guó)內(nèi)外已研制了多種高W含量的高溫合金[12~15],這些合金的高溫性能和抗氧化性能十分優(yōu)異,被認(rèn)為是制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片的關(guān)鍵材料[16,17]

K416B合金作為一種典型的高鎢合金,其W含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)最高可達(dá)16.5%[18],是目前已有高溫合金中W含量最高的合金。本課題組前期研究[19]表明,W元素的凝固偏析系數(shù)較大,容易發(fā)生宏觀偏析,造成合金中的成分和組織不均勻的現(xiàn)象。由于W元素?cái)U(kuò)散系數(shù)低,很難通過后期熱處理的方法來消除W的偏析。同時(shí),由于合金中W含量過高,富W相(α-W)通常會(huì)在合金凝固過程中以樹枝形貌析出,偏聚于枝晶干和枝晶間的部位。析出的α-W會(huì)消耗基體中大量的W元素,使合金的固溶強(qiáng)化能力降低[20]。除α-W以外,另一種富W相為初生的M6C碳化物,其尺寸較大且為脆性相,在持久實(shí)驗(yàn)過程中M6C會(huì)成為裂紋源,同時(shí)還會(huì)成為裂紋擴(kuò)展路徑,加速合金的斷裂[21]

以往對(duì)于高鎢鎳基高溫合金中的富W相(α-W)的報(bào)道主要集中在W含量對(duì)其形成的影響[22]以及富W相對(duì)合金性能的作用方面[23~25]。然而,對(duì)于合金制備的工藝過程,如澆注溫度、冷卻速率等參數(shù)對(duì)富W相形成影響的報(bào)道相對(duì)較少。明確高鎢鎳基鑄造高溫合金中富W相的析出規(guī)律,并對(duì)富W相進(jìn)行調(diào)控,可以有效改善合金的性能。本工作以高鎢鎳基鑄造高溫合金K416B為研究對(duì)象,通過調(diào)整澆注溫度(1550、1500和1450℃)和保溫體系(埋砂冷卻、單殼冷卻等),系統(tǒng)研究了澆注溫度以及冷卻速率對(duì)K416B合金中富W相析出行為的影響。

實(shí)驗(yàn)方法

K416B高溫合金的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C 0.13,Cr 5.0,Co 7.0,Al 5.9,W 16.3,Ti 1.0,Nb 2.0,Hf 1.1,Zr 0.01,B 0.01,Ni余量。采用VIM-F25型10 kg真空感應(yīng)爐熔煉制備5組成分相同的K416B合金錠,并通過二次重熔的方法澆鑄成等軸晶試棒。其中3組試棒的澆注溫度分別為1550、1500和1450℃,合金液直接澆鑄到單一模殼中;另外2組合金的澆注溫度為1550℃,分別采用厚殼埋砂和單殼的方式控制冷卻速率。

用線切割切取等軸晶試棒的縱向截面,經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后,用化學(xué)腐蝕液(20 g CuSO4+5 mL H2SO4+100 mL HCl+80 mL H2O)進(jìn)行腐蝕,并用CanoScan 8800F掃描儀對(duì)腐蝕后的樣品進(jìn)行掃描,獲得試棒縱截面晶粒形貌圖片,再用Image-Pro軟件對(duì)平均晶粒尺寸進(jìn)行量化統(tǒng)計(jì)。切取直徑3 mm、高2 mm的小塊,利用STA449F3超高溫綜合熱分析儀進(jìn)行差式掃描量熱(DSC)檢測(cè),得到K416B合金典型的轉(zhuǎn)變溫度。同時(shí),在合金試棒中間段沿橫截面切取6 mm高的樣品,經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后進(jìn)行組織分析,利用TESCAN MIR及S-3400N掃描電子顯微鏡(SEM)觀察不同澆注溫度和冷卻速率下合金中的富W相、共晶組織及碳化物的形貌,利用能譜(EDS)分析相的成分。每種條件下分別選取3組100倍的照片,采用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)富W相和共晶組織含量。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 單殼冷卻時(shí)晶粒尺寸與澆注溫度的關(guān)系

不同澆注溫度下K416B合金縱截面宏觀組織如圖1所示。澆注溫度為1550℃時(shí),合金的晶粒較為粗大,局部存在少量的小尺寸晶粒,其平均晶粒尺寸約為1.42 mm。澆注溫度為1500℃時(shí),合金的晶粒尺寸較為均勻,其平均晶粒尺寸約為1.19 mm。澆注溫度為1450℃時(shí),合金的晶粒由等軸晶變?yōu)橐?guī)則排列的柱狀晶,晶粒尺寸明顯減小,其縱向平均晶粒尺寸僅為0.35 mm。因此,隨著澆注溫度的降低,合金的晶粒尺寸也明顯降低。

圖1

圖1   不同澆注溫度下K416B合金的顯微組織

(a) 1550oC (b) 1500oC (c) 1450oC

Fig.1   Microstructures of the K416B alloys with various casting temperatures


2.2 單殼冷卻時(shí)澆注溫度1550℃K416B合金典型組織

澆注溫度為1550℃時(shí),通過單殼冷卻的方式得到的K416B合金典型組織如圖2所示。可見,K416B合金展現(xiàn)出非常發(fā)達(dá)的枝晶形貌,包括粗壯的枝晶干以及塊狀的殘余共晶。典型的析出相包括MC碳化物、α-W相以及M6C碳化物,在背散射圖像模式下這些析出相均呈現(xiàn)出白亮色,表明這些析出相中的W元素含量高。大部分MC相為骨架狀,鑲嵌在枝晶干的位置,少部分MC呈塊狀,鑲嵌在共晶池邊緣。α-W相的形貌主要為花瓣?duì)睿尸F(xiàn)四角的規(guī)則形貌,而M6C則尺寸較大,呈現(xiàn)為規(guī)則的塊狀,分布在共晶池中央,且在背散射模式下的亮度要高于MC碳化物。這3種析出相的EDS分析結(jié)果如表1所示。可以看出,α-W相中W的含量最高,可以達(dá)到90%以上,M6C相中的W含量可以達(dá)到70%以上,而MC中的金屬元素主要為Nb和Hf,有一部分W,但是含量相對(duì)較低,只有10%左右。

圖2

圖2   澆注溫度1550℃時(shí)采用單殼冷卻所得K416B合金的典型組織

Fig.2   Typical microstructure of the K416B alloy prepared by single shell at a casting temperature of 1550oC


表1   3種析出相EDS分析結(jié)果 (mass fraction / %)

Table 1  EDS results of typical precipitates

Phase C W Nb Hf Ni
MC 16.9 11.7 37.5 24.9 Bal.
M6C 9.2 70.9 0 0 Bal.
α-W 5.4 91.2 0 0 Bal.

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K416B合金的DSC曲線如圖3所示。K416B合金典型的轉(zhuǎn)變溫度如下:γ'相的固溶溫度Tγ'為1230℃,殘余共晶的固溶溫度Tγ/γ'為1275℃,MC碳化物的固溶溫度TMC為1314℃,合金的液相線溫度TL為1362℃。合金在加熱過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變主要包括γ'相的固溶、殘余共晶的初熔、MC碳化物的溶解以及合金的熔化等。為了確定合金在1314℃時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度是MC碳化物的固溶溫度,而不是α-W相的析出溫度,采用金相法對(duì)MC碳化物的固溶溫度進(jìn)行確認(rèn)。樣品在1320℃保溫30 min,然后將其進(jìn)行淬火處理,其組織如圖4所示。可以看出,在1320℃保溫30 min后,合金中骨架狀MC碳化物全部溶解,可見1314℃為MC碳化物固溶溫度。文獻(xiàn)中報(bào)道α-W相是在凝固過程中形成[18],但是其尺寸相對(duì)較大、數(shù)量少,在DSC曲線上觀察不到相關(guān)的峰。

圖3

圖3   K416B合金降溫DSC曲線

Fig.3   DCS cooling curve of K416B alloy (Tγ'Tγ/γ'TMC, and TL indicate γ' solution temperature, residual eutectic solution temperature, MC carbide solution temperature, and liquidus temperature, respectively)


圖4

圖4   K416B合金在1320℃保溫30 min并淬火后的組織形貌

Fig.4   Microstructure of the K416B alloy after aging at 1320oC for 30 min and quenching


2.3 單殼冷卻時(shí)澆注溫度對(duì)富W相形成的影響

為了明確制備工藝過程對(duì)合金組織尤其是α-W相和M6C相析出行為的影響,研究了不同澆注溫度下澆鑄到單殼后所獲得的K416B合金組織,如圖5所示。隨著澆注溫度的降低,合金的枝晶組織變得越來越細(xì)小。在不同的澆注溫度下合金中均存在富W的α-W相,在高溫澆鑄時(shí)α-W相的尺寸相對(duì)較大,數(shù)量較少。在1450℃澆鑄時(shí),α-W相的尺寸較小,數(shù)量較多。M6C相在高溫澆鑄時(shí)析出很少,在1450℃澆鑄時(shí)呈規(guī)則的形狀析出。

圖5

圖5   不同溫度澆鑄后K416B合金的典型微觀組織

(a, d) 1550oC (b, e) 1500oC (c, f) 1450oC

Fig.5   Low (a-c) and high (d-f) SEM images showing typical microstructures of the K416B alloys cast at various temperatures


3種合金的共晶池中均存在塊狀的α-W,在共晶邊緣、枝晶干和枝晶間存在一定數(shù)量的MC碳化物。位于共晶邊緣的MC碳化物為塊狀,而位于枝晶干和枝晶間的MC碳化物在不同澆注溫度下呈現(xiàn)不同的形態(tài)。澆注溫度為1550℃時(shí),大部分MC碳化物呈長(zhǎng)條狀,少部分呈短棒狀,且分布不連續(xù);澆注溫度為1500℃時(shí),MC碳化物呈連續(xù)分布的骨架狀;澆注溫度為1450℃時(shí),大部分MC碳化物呈短棒狀和顆粒狀,少部分呈長(zhǎng)條狀。利用共晶組織襯度不同以及內(nèi)部形貌平整光滑的特點(diǎn),通過Photoshop軟件將其與周圍組織進(jìn)行襯度區(qū)分,隨后采用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)其含量,進(jìn)而對(duì)3種合金的共晶組織含量進(jìn)行量化處理,得到合金中共晶含量與澆注溫度的關(guān)系如表2所示。可以看出,隨著澆注溫度的降低,合金中的共晶含量呈增加趨勢(shì),且當(dāng)澆注溫度降低到1450℃時(shí),殘余共晶含量明顯增加。

表2   不同澆注溫度得到的K416B合金中殘余共晶含量及二次枝晶間距

Table 2  Area fractions of residual eutectic and secondary dendrite arm spacing of the K416B alloys at various casting temperatures

Temperature / oC Residual eutectic area fraction / % Secondary dendrite arm spacing / μm
1550 10.92 16.19
1500 12.14 15.48
1450 14.22 11.31

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2.4 冷卻速率對(duì)富W相的影響

除了澆注溫度會(huì)對(duì)合金中析出相的析出行為產(chǎn)生影響外,合金熔體在冷卻過程中的冷卻速率也會(huì)對(duì)合金中析出相的形核和長(zhǎng)大產(chǎn)生重要影響。采用厚殼埋砂和單殼澆鑄的工藝所獲得的合金組織如圖6所示。埋砂冷卻時(shí),砂箱的預(yù)熱溫度為900℃。澆注溫度1550℃時(shí),合金中沒有觀察到大塊狀的M6C碳化物,析出的富W顆粒均為枝晶狀/小塊狀的α-W,在試棒邊緣的位置,可以完全抑制富W相析出。而在單殼澆鑄時(shí),合金中析出的富W相尺寸明顯比埋砂冷卻時(shí)要大。富W顆粒均分布在共晶池中,小塊狀的α-W分布在共晶池邊緣,大尺寸花瓣?duì)畹?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α-W相則占據(jù)了大部分鄰近的殘余共晶。

圖6

圖6   澆注溫度1550℃時(shí)采用厚殼埋砂和單殼澆鑄工藝所得K416B合金的顯微組織

Fig.6   Low (a, b) and high (c, d) magnified microstructures of the K416B alloy cooled by thick shell buried sand (a, c) and single shell (b, d) at a casting temperature of 1550oC


通過Photoshop軟件將共晶和富W顆粒與周圍組織進(jìn)行襯度區(qū)分,隨后采用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)其含量,進(jìn)而對(duì)2種不同冷卻工藝所得到合金的共晶組織和富W相含量進(jìn)行量化計(jì)算,得到合金中共晶和富W相含量如表3所示。可以看出,合金的冷卻速率減慢,共晶和富W相的數(shù)量明顯增加。

表3   澆注溫度1550℃時(shí)采用厚殼埋砂和單殼澆鑄工藝所得K416B合金殘余共晶及富W相面積分?jǐn)?shù) (%)

Table 3  Area fractions of residual eutectic and W-rich phase of K416B alloy cooled by thick shell buried sand and single shell at a casting temperature of 1550oC

Process

Area fraction of residual eutectic Area fraction of W-rich phase
Thick shell buried sand 16.0 1.0
Single shell 23.5 8.0

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討論

3.1 澆鑄過程中的均溫溫度

本工作澆鑄采用陶瓷模殼,陶瓷鑄型的導(dǎo)熱系數(shù)(0.005×10-2 W/(m·℃))遠(yuǎn)小于金屬導(dǎo)熱系數(shù)(0.4×10-2 W/(m·℃)),在鑄件凝固過程中,金屬的凝固速率主要受到3種熱阻的控制,即[26]

?S=??S(1)?m=?m?m(2)?i=1?i(3)

式中,RSRmRi分別為已凝固的固體金屬層、鑄型和界面的熱阻;SIm分別為凝固層厚度和鑄型厚度;λSλmhi分別為已凝固金屬的導(dǎo)熱系數(shù)、鑄型的導(dǎo)熱系數(shù)和界面的傳熱系數(shù)。

在砂型(陶瓷型)鑄造中,Rm遠(yuǎn)大于RSRi,因此金屬的凝固速率主要取決于Rm。凝固鑄件內(nèi)及液態(tài)金屬中溫度分布可認(rèn)為是近似均勻的。此時(shí)鑄件內(nèi)的凝固、散熱速率主要取決于鑄型的熱物理性能,因此本工作忽略鑄型(模殼)與鑄件(合金熔體)的界面熱阻;鑄型內(nèi)表面溫度接近鑄件溫度,而鑄型內(nèi)的熱量交換形式主要為熱傳導(dǎo),在真空狀態(tài)下,鑄型外表面與外界熱量交換形式主要為熱輻射,熱傳導(dǎo)的效率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于熱輻射[26]。在澆鑄過程的初始階段,本工作提出“均溫溫度”這一概念,將金屬液和模殼作為一個(gè)體系,對(duì)凝固過程中的傳熱進(jìn)行簡(jiǎn)化后,對(duì)澆注后的某個(gè)鑄型和鑄件的某個(gè)溫度接近的瞬間進(jìn)行近似處理。假設(shè)合金液的初始溫度為T(即澆注溫度),合金液的質(zhì)量為ma,合金的比熱容為ca (盡管合金的比熱容隨溫度升高而小幅度增大[27],本實(shí)驗(yàn)忽略了合金比熱容隨溫度的變化),模殼的比熱容為cs,其質(zhì)量為ms,模殼初始溫度為TsTs<Tα。當(dāng)合金液澆入模殼時(shí),模殼吸收合金液的部分熱量,使合金液溫度降低。當(dāng)合金液澆注到模殼中,合金熔體與模殼的溫度達(dá)到均溫溫度Tb。在均溫溫度以下,本工作將鑄件和鑄型視作一個(gè)整體,以系統(tǒng)散熱的方式進(jìn)行冷卻。根據(jù)熱容公式[28]

?=?/(?2-?1)(4)

式中,C為系統(tǒng)升高一個(gè)單位所吸收的熱;Q為系統(tǒng)吸收的熱量;T1T2分別為系統(tǒng)吸收熱量前后的溫度。根據(jù)質(zhì)量熱容公式[28]

?=?/?(5)

式中,c為物質(zhì)的質(zhì)量熱容,即比熱容;m為物質(zhì)的質(zhì)量。根據(jù)式(4)、(5)可得:

?=???2-?1(6)

澆鑄過程初期,合金放出的熱量與模殼體系吸收的熱量相同,則根據(jù)式(6)可得:

?a?a(?a-?b)=?s?s(?b-?s)(7)

式(7)可得Tbms的關(guān)系:

?b=?a?a?a+?s?s?s?s?s+?a?a(8)

高溫合金熔體的比熱容目前較少報(bào)道,以純Ni在1427~1727℃之間的比熱容作為參考,選擇ca=660 J/(kg·℃)[29]ma=5 kg,陶瓷模殼的材料為煤矸石,其含水率和致密度較低,故取cs=1500 J/ (kg·℃)[30]Ts=900℃,代入式(8)中可得TbmsTa的關(guān)系下式所示:

?b=3300?a+1350000?s1500?s+3300(9)

在澆注溫度為1550℃時(shí),代入式(8)可得Tbms的變化:

?b=5115000+1350000?s1500?s+3300(10)

其相應(yīng)的變化曲線如圖7所示。對(duì)于不同厚度的陶瓷模殼,maTa不變,而ms不同。厚殼的質(zhì)量要大于薄殼,因此達(dá)到的Tb不同,較厚的陶瓷模殼吸收的熱量更多,達(dá)到的Tb更低。可以看出,使用不同的陶瓷模殼澆鑄合金時(shí),應(yīng)當(dāng)合理選擇合金澆鑄時(shí)模殼的質(zhì)量,避免模殼在澆鑄過程中吸熱過多,造成兩者達(dá)成的Tb過低。

圖7

圖7   澆注溫度為1550℃時(shí)均溫溫度與模殼質(zhì)量的關(guān)系

Fig.7   Relationship between homogeneous temperature and mold shell mass at a casting temperature of 1550oC


此外,當(dāng)ms固定為1.5 kg時(shí),代入式(8)可得系統(tǒng)所能達(dá)到的均溫溫度與澆注溫度的關(guān)系:

?b=3300?a+20250002250+3300(11)

合金的TbTa直接相關(guān),其相應(yīng)的變化曲線如圖8所示。在合金的澆注溫度為1550、1500和1450℃時(shí),系統(tǒng)所能達(dá)到的Tb分別為1286、1257和1227℃。可以看出,不同溫度澆鑄時(shí)系統(tǒng)達(dá)到的均溫溫度不同,意味著合金凝固過程所能達(dá)到的過冷度及凝固速率不同。當(dāng)合金澆注溫度為1450℃時(shí),合金液同陶瓷型殼所達(dá)到的均溫溫度僅為1227℃,這已經(jīng)低于合金的液相線以及初熔溫度。因此,系統(tǒng)具有較高的過冷度。以上假設(shè)合金液和陶瓷模殼為獨(dú)立的系統(tǒng),即該系統(tǒng)與外界的傳熱可以忽略不計(jì)。但在實(shí)際的生產(chǎn)過程中,除了合金液和模殼的傳熱過程,還存在該系統(tǒng)同周圍環(huán)境的傳熱過程,這會(huì)導(dǎo)致合金液和陶瓷模殼的均溫溫度進(jìn)一步降低。因此在1450℃澆鑄的合金中富W相形核率多,長(zhǎng)大時(shí)間短,造成合金中富W顆粒尺寸小、數(shù)量多。在1550℃澆鑄時(shí),均溫溫度接近初熔溫度,過冷度相對(duì)較小,而此時(shí)富W顆粒在殘余液相中形成,達(dá)到均溫溫度時(shí)合金尚未凝固完,富W相有充足的時(shí)間形核和長(zhǎng)大。在1500℃澆鑄時(shí),系統(tǒng)的均溫溫度介于兩者之間。但合金凝固的速率要比1550℃澆鑄時(shí)快,所以大塊的富W相數(shù)量明顯減少。而由于澆鑄速率、坩堝冷熱程度等都會(huì)對(duì)均溫溫度產(chǎn)生影響,因此1500℃下澆鑄的合金,其工藝的控制非常重要。如果控制不當(dāng),合金會(huì)產(chǎn)生柱狀晶組織,從而影響合金性能。

圖8

圖8   模殼質(zhì)量為1.5 kg時(shí)均溫溫度與澆注溫度的關(guān)系

Fig.8   Relationship between homogeneous temperature and casting temperature when the mold shell mass is 1.5 kg


當(dāng)合金的澆注溫度較低時(shí),合金的過冷度會(huì)顯著增加,合金中第二相的形核量增加,合金在1450℃澆鑄時(shí)合金的第二相顆粒數(shù)量明顯較多,而在高溫時(shí)合金中第二相的數(shù)量較少。由于合金在到達(dá)均溫溫度后的冷卻速率相近,在均溫溫度高于合金熔點(diǎn)時(shí),析出相的顆粒會(huì)不斷長(zhǎng)大,導(dǎo)致其尺寸較大,而在較低溫度時(shí),合金快速凝固,析出的顆粒來不及長(zhǎng)大,造成低溫澆鑄的合金中第二相尺寸明顯較小。這也就解釋了不同澆注溫度下合金中富W顆粒數(shù)量和尺寸差異的原因。

3.2 冷卻速率對(duì)富W顆粒析出的影響

通過對(duì)埋砂和單殼澆鑄后合金的組織對(duì)比可以看出,盡管澆注溫度相同,但凝固后的組織有很大差異。埋砂澆鑄的合金中富W相較少,尺寸也較小。前文的分析表明,合金液和模殼達(dá)到均溫溫度后將繼續(xù)向外界環(huán)境散熱,在這個(gè)過程中埋砂和單殼的體系散熱方式完全不同。埋砂狀況下,合金液和模殼的平衡體系通過熱傳導(dǎo)的方式向周圍陶瓷砂中散熱,而單殼的體系則是通過熱輻射向周圍真空環(huán)境散熱。熱傳導(dǎo)散熱的效率要明顯高于熱輻射的散熱效率,因此,埋砂體系在冷卻過程中的凝固速率會(huì)顯著高于單殼的體系[31]

冷卻速率的不同,會(huì)對(duì)合金中析出相的析出行為產(chǎn)生重要影響[32]。在定向凝固過程中,冷卻速率增加,會(huì)顯著降低合金中一次枝晶間距的尺寸,從而有利于抑制合金中微觀偏析,提升合金性能[33]。研究[20]表明,在凝固初期,K416B合金中的初生M6C從液相中凝固生長(zhǎng),其析出溫度約為1360℃。在高鎢鑄造鎳基高溫合金中,當(dāng)W含量超過了溶解度極限時(shí),在合金凝固過程中通常會(huì)以樹枝晶的形式優(yōu)先形成α-W[34]。W是高熔點(diǎn)元素,其擴(kuò)散速率相對(duì)較慢,并且隨著溫度的降低,其擴(kuò)散速率進(jìn)一步減慢。當(dāng)合金液的冷卻速率較高時(shí),W原子來不及擴(kuò)散形成富W的核心,進(jìn)而形成富W相。因此,盡管凝固的均溫溫度相同,但是埋砂冷卻的K416B合金中富W相的析出受到了明顯抑制,而在單殼冷卻過程中,W元素有充分的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散并長(zhǎng)大,造成合金最終組織中的富W顆粒數(shù)量較多,尺寸較大。

在K416B合金中,富W顆粒會(huì)消耗大量的強(qiáng)化元素,此外,富W顆粒與合金基體的結(jié)合較差,導(dǎo)致在服役過程中容易從富W顆粒/基體的界面產(chǎn)生裂紋或者成為裂紋快速擴(kuò)展的通道。當(dāng)合金溫度高于1260℃時(shí),α-W會(huì)發(fā)生向M6C相的轉(zhuǎn)化[35],在合金澆鑄過程中,α-W相形成后合金液的溫度依然高于此溫度,因此通過控制澆注溫度可以同時(shí)控制這2種富W相。因此,通過優(yōu)化合金的澆鑄工藝,控制K416B合金中富W顆粒的析出,有利于提升K416B合金的性能。通過以上研究可以看出,合理選擇澆注溫度和冷卻體系是調(diào)控K416B合金中富W顆粒的有效方式。

結(jié)論

(1) K416B合金極易析出富W相,主要為α-W相和M6C相。

(2) 在相同的冷卻條件下,澆注溫度越低,富W相的尺寸越小,數(shù)量越多。通過選擇合適的澆注溫度能控制合金中富W顆粒的尺寸。

(3) 埋砂條件下合金的凝固速率更高,從而明顯抑制了合金中富W相析出。



來源--金屬學(xué)報(bào)

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