馬德新1,2,王富3,徐維臺(tái)1,徐文梁3,趙運(yùn)興,1

條紋晶(sliver)又稱為條帶晶，是高溫合金單晶鑄件中一種典型的晶粒缺陷。根據(jù)早期的觀察，條紋晶是鑄件表面上一種狹長的線型缺陷，寬度一般只有1 mm左右，長度為幾到幾十毫米。它具有明顯的起始位置，沿著鑄件凝固方向垂直向上發(fā)展。Carney和Beech[1]認(rèn)為，條紋晶是單晶中的某個(gè)枝晶發(fā)生了有限的晶體取向偏離，這種缺陷一般發(fā)生在鑄件截面發(fā)生縮小的部位。史振學(xué)等[2]在實(shí)驗(yàn)中觀察到條紋晶的一次枝晶與合金基體的一次枝晶方向平行，條紋的寬度不隨單晶的生長過程發(fā)生變化，與小角度晶界有明顯不同的特征。Avedon等[3]認(rèn)為，條紋晶是小到中等角度的晶向偏離缺陷，沿著鑄件的垂直軸向延伸。張健和樓瑯洪[4]對(duì)條紋晶橫截面和縱截面形貌觀察發(fā)現(xiàn)，大部分條紋晶晶粒與基體枝晶之間存在著既旋轉(zhuǎn)又傾斜的取向差，此外還發(fā)現(xiàn)條紋晶總是容易從發(fā)散界面產(chǎn)生。對(duì)條紋晶的起因則認(rèn)為是枝晶的變形，誘發(fā)枝晶變形的因素與鑄件內(nèi)部的缺陷(如夾雜)有關(guān)。條紋晶形成后，在隨后的定向凝固中取向幾乎不發(fā)生變化，絕大多數(shù)條紋晶與基體間的取向差始終保持不變。

在過去高溫合金的單晶鑄造中，與雜晶和雀斑缺陷相比，條紋晶并不常見。一般認(rèn)為其僅出現(xiàn)在鑄件的淺層表面，與單晶基體的晶向偏差不大，在不嚴(yán)重的情況下這種缺陷不影響使用，以減少經(jīng)濟(jì)損失。迄今為止對(duì)條紋晶缺陷的研究報(bào)道并不多見，其生成機(jī)理至今還不甚清楚。近年來隨著高代次單晶高溫合金的應(yīng)用，條紋晶缺陷越來越多地出現(xiàn)于單晶葉片鑄件中，成為比較嚴(yán)重的晶粒缺陷，因此需要引起高度關(guān)注，并開展相應(yīng)的研究工作。

作者[5]前期對(duì)高溫合金單晶葉片鑄件中遇到的條紋晶缺陷進(jìn)行了考察和總結(jié)。在此基礎(chǔ)上，本工作將對(duì)條紋晶缺陷的生成機(jī)理及影響因素做進(jìn)一步分析，以期對(duì)其進(jìn)行更加深入的了解和更加有效的控制。

1實(shí)驗(yàn)方法

具體實(shí)驗(yàn)方法詳見文獻(xiàn)[5]，在此僅做簡(jiǎn)單介紹。生產(chǎn)與實(shí)驗(yàn)中使用的合金材料是以添加3.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右的難熔元素Re為特征的第二代單晶高溫合金，其相應(yīng)化學(xué)成分列于表1。

表1所用合金的的化學(xué)成分 (mass fraction / %)

Table 1Nominal composition of used alloys (mass fraction / %)

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澆注用的陶瓷型殼用常規(guī)的熔模法制備，所有單晶鑄件都用VIM-IC/DS/SC真空定向凝固爐鑄造而成。生產(chǎn)實(shí)驗(yàn)中所使用的加熱器溫度和澆注溫度為1500 ℃，抽拉速率為3 mm/min。在除去型殼和切割澆注系統(tǒng)后對(duì)鑄件進(jìn)行宏觀腐蝕，檢測(cè)鑄件表面的晶粒缺陷包括條紋晶缺陷，主要檢查條紋晶出現(xiàn)的位置和宏觀形貌特征。然后對(duì)出現(xiàn)條紋晶的鑄件相關(guān)部位進(jìn)行局部切割，制作金相樣品。對(duì)葉片截面主要利用 MM-400光學(xué)顯微鏡(OM)和Quanta 650 FEG掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織檢測(cè)，特別是對(duì)條紋晶起源處的組織特征進(jìn)行考察研究，并利用X-Max能譜儀(EDS)檢測(cè)相應(yīng)組織的化學(xué)成分，在此基礎(chǔ)上分析條紋晶產(chǎn)生的機(jī)理。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1條紋晶缺陷的一般特征

經(jīng)過對(duì)大量單晶葉片鑄件的檢測(cè)發(fā)現(xiàn)，條紋晶多產(chǎn)生在葉身部位，且多出現(xiàn)在外凸的背面。另外，葉身上的條紋晶更傾向于出現(xiàn)在鑄件的上部，而較少出現(xiàn)于中下部。而葉根(榫頭)部位不管置于底部還是頂部，都極少出現(xiàn)條紋晶。條紋晶的一個(gè)重要特點(diǎn)是其走向與基體樹枝晶的方向基本相同。各個(gè)條紋晶基本呈豎直方向，因?yàn)樵趩尉Фㄏ蚰讨校?jīng)選晶器選出的單晶晶粒的[001]方向，即樹枝晶的主干，基本為豎直方向。當(dāng)葉片中樹枝晶的方向不是豎直時(shí)，則條紋晶的方向也相應(yīng)偏斜。條紋晶的走向并非如前人所報(bào)道總是沿著鑄件的凝固方向，即垂直軸向，即使在垂直表面上，條紋晶也可能斜向生長。而在水平方向的平面部位，如緣板和葉冠處，則會(huì)產(chǎn)生橫向生長的條紋晶。總之，條紋晶的走向總是與該處枝晶生長方向基本一致，不論這個(gè)方向是垂直的、傾斜的還是水平的。條紋晶一般為細(xì)條形表面缺陷，有著可辨認(rèn)的起點(diǎn)和終點(diǎn)，特別是起點(diǎn)尤為明顯。條紋晶一般在生長幾厘米后消失，但也有的能夠延續(xù)生長很長距離，甚至貫穿整個(gè)葉片鑄件。還有的在生長過程中不斷變寬，在橫向上也擴(kuò)展至整個(gè)葉片。在這種情況下，條紋晶已從線性缺陷發(fā)展到三維大尺度缺陷，不再具有條紋晶的特征，而變成了雜晶缺陷。對(duì)條紋晶缺陷特征的詳細(xì)描述可參見文獻(xiàn)[5]，本工作重點(diǎn)研究條紋晶的起源問題。

2.2條紋晶起源點(diǎn)的觀察分析

圖1a顯示了某葉片葉背上的條紋晶，其起點(diǎn)位于一個(gè)用于固定型芯的Pt絲芯撐。而圖1b中的條紋晶則直接起源于鑄件表面的一個(gè)金屬凸包。正是這種Pt絲芯撐或金屬凸包與模殼之間的作用，直接導(dǎo)致了條紋晶缺陷的生成。在史振學(xué)等[2]的實(shí)驗(yàn)中，通過對(duì)蠟?zāi)１砻孢M(jìn)行扎孔和滴蠟的方式，在型殼內(nèi)表面形成凸包和凹坑，明顯促進(jìn)了條紋晶的產(chǎn)生。這都說明，陶瓷殼內(nèi)壁的狀況對(duì)條紋晶的產(chǎn)生具有重要影響。這種由型殼內(nèi)壁和鑄件表面缺陷引起條紋缺陷的機(jī)制，將在下一章節(jié)進(jìn)行分析和討論。需要指出的是，大部分條紋晶的起源處為光滑表面，并未像圖1所示有幾何性凹凸，這說明條紋缺陷的產(chǎn)生比較復(fù)雜，需要進(jìn)一步的研究。

圖1

圖1葉片上起源于Pt絲芯撐和凸包部位的條紋晶

Fig.1Sliver defects originate at a Pt pinning wire (a) and at a convex hull of blades (b)

通過對(duì)鑄件的宏觀深腐蝕可以觀察到條紋晶缺陷作為獨(dú)立的狹長“晶粒”存在于鑄件表面，破壞了基體的單晶性。為進(jìn)一步研究條紋晶的微觀組織，將帶有條紋晶缺陷的鑄件表面進(jìn)行淺磨，除掉表層的氧化皮，拋光后進(jìn)行微觀腐蝕，在OM下觀察葉片的微觀組織。

圖2a為一個(gè)葉片鑄件表面經(jīng)宏觀腐蝕后顯示的條紋晶缺陷。經(jīng)圖2b~d對(duì)局部組織的放大，可看出，條紋晶起源于某個(gè)柱狀枝晶生長過程中發(fā)生的斷裂。斷口清晰可辨，但并不是水平走向，可能與斷裂滑移面有關(guān)。斷口下部的枝晶與周圍枝晶晶向完全一致，是單晶基體組織的一部分。但上部斷開的枝晶的晶向發(fā)生偏離，顯示出與基體明顯不同的襯度，特別是經(jīng)過宏觀深腐蝕后(圖2a)。但在未經(jīng)過腐蝕的宏觀組織上，與熱裂缺陷不同，這種斷縫不易被辨識(shí)。在圖2d的高倍放大圖下可發(fā)現(xiàn)，條紋晶起源處的斷縫里充滿了一層薄膜，這是因?yàn)橹簲嗪蟮目p隙被枝晶之間的低熔點(diǎn)殘余液體所填充。從圖中的截面測(cè)量，這層薄膜的最大厚度約為1 μm。這些處于凝固后期的殘余液體富集了正偏析的γ'相形成元素(如Ti、Al和Ta)，所以這層液膜最后凝固成為γ'相組織，這與斷縫兩邊的基體組織明顯不同。在圖2e的SEM像中可以確認(rèn)，這條連續(xù)的斷裂帶是由γ'相組成，而且是從殘余液體中直接生成。而斷裂帶兩側(cè)的γ'相是從凝固后的枝晶干基體上析出，因而呈離散的粒子狀態(tài)分布在γ相基體上。

圖2

圖2葉片上的條紋晶缺陷及其OM放大圖和SEM像

Fig.2The sliver defect (a)，OM images (b~d) and SEM image (e) showing the microstructure at its origin

綜上所述，條紋晶缺陷的起因與熱裂相似，是源于鑄件表面枝晶的機(jī)械性撕裂，只是由于斷裂處得到了殘余液體及時(shí)和充分的焊合，沒有留下裂紋。這說明在枝晶斷裂時(shí)凝固過程并沒有完全結(jié)束，條紋晶的起源既不是在凝固界面之前的純液體里，也不是在完全凝固后的固相中，而是在液固兩相共存的糊狀區(qū)內(nèi)。

圖3a和b顯示了另一例條紋晶的OM像及局部放大圖。再次清楚地展示了條紋晶起源于某個(gè)表面枝晶主干的撕裂和錯(cuò)位。

圖3

圖3另一例條紋晶缺陷及起源處的放大OM像

Fig.3OM image of sliver defect in another example (a) and the magnification of its origin (b)

圖4a顯示了某個(gè)單晶葉片表面上的一個(gè)條紋晶晶粒。葉片表面有著多個(gè)Pt絲芯撐形成的表面凸包，但唯一的條紋晶并沒有產(chǎn)生在這些凸包處，而是起源于一表面光滑處。經(jīng)金相處理，在條紋晶的起源處發(fā)現(xiàn)了大團(tuán)的氧化夾雜(圖4b和c)。分析認(rèn)為，這些夾雜大大削弱了枝晶的強(qiáng)度，在凝固收縮時(shí)造成枝晶的撕斷。

圖4

圖4葉片上起源于氧化夾雜的條紋晶

Fig.4Macroscopic photo of a sliver defect at blade surface (a) and magnifications (b, c) showing oxide as the sliver origin

圖5a顯示了靠近鑄件邊沿的一個(gè)條紋晶。在放大后的OM像中(5b~d)可發(fā)現(xiàn)，條紋晶的起點(diǎn)有一片彎曲的薄膜，厚度為1~2 μm，在縱截面上呈細(xì)絲狀。圖5e的SEM像顯示了此薄膜具有與兩側(cè)基體組織明顯不同的形貌。圖6的EDS掃描結(jié)果顯示，這層薄膜僅由O和Al組成，因而可認(rèn)定是Al2O3夾雜。由于這層氧化膜的截?cái)啵沟弥е鞲稍诖颂幨チ藦?qiáng)度，在凝固收縮應(yīng)力的作用下早早發(fā)生折斷。從圖中還可看出，折斷后的條紋晶向右偏斜約14°，左側(cè)的二次臂向上翹起，得到更優(yōu)越的生長條件，甚至衍生出三次和四次臂，發(fā)展成為新的枝晶束(圖5b)。這種不對(duì)稱的枝晶組織是枝晶折斷后不對(duì)稱生長的結(jié)果，說明這個(gè)條紋晶產(chǎn)生在凝固的早期，也就是糊狀區(qū)的上部，枝晶的生長還不充分，相鄰枝晶的二次臂還沒有相互搭接。枝晶折斷后得不到足夠的支撐，能傾轉(zhuǎn)較大的角度，有較大空間進(jìn)行非對(duì)稱生長。這說明氧化膜的切割能對(duì)枝晶軸的強(qiáng)度造成嚴(yán)重削弱，在凝固前期尚未形成較大的收縮應(yīng)力時(shí)，就足以使枝晶發(fā)生折斷，形成偏斜較大的條紋晶。

圖5

圖5條紋晶缺陷及其起源處的OM像和SEM像

Fig.5Sliver defect (a), and the corresponding OM images (b~d) and SEM image (e) at its origin

圖6

圖6圖5e中試樣截面的EDS掃描結(jié)果

Fig.6EDS mapping analyse on the specimen section showing in Fig.5e

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(a) Al (b) O (c) Ni (d) Ti (e) W (f) Re

在以前的工作中，人們已經(jīng)注意到氧化夾雜對(duì)條紋晶的影響。Carney和Beech[1]發(fā)現(xiàn)氧化物夾雜較多的鑄件中條紋晶缺陷也較多，認(rèn)為氧化物夾雜形成了枝晶中的薄弱部位，但他們認(rèn)為是液體對(duì)流的沖擊造成了條紋晶。史振學(xué)等[2]研究指出，條紋晶起始位置經(jīng)常有型殼材料的鑲嵌，但卻認(rèn)為這些鑲嵌觸發(fā)了新晶粒的形核長大，從而形成了條紋晶。張健和樓瑯洪[4]研究認(rèn)為，鑄件內(nèi)部的缺陷，如夾雜，會(huì)誘發(fā)枝晶的變形，影響一次或二次枝晶的正常生長，使枝晶發(fā)生偏轉(zhuǎn)。根據(jù)本實(shí)驗(yàn)中的觀察和分析，認(rèn)為在凝固過程中，特別是進(jìn)行到最后階段時(shí)，生長中的枝晶因?yàn)槟淌湛s的作用受到越來越大的應(yīng)力，若此應(yīng)力超過枝晶干的強(qiáng)度極限便會(huì)發(fā)生斷裂。枝晶的斷裂最容易發(fā)生在枝晶特別薄弱的部位，如嵌入了氧化夾雜之處。另一種引起枝晶斷裂的原因則是收縮應(yīng)力在某點(diǎn)過分的集中，例如模殼內(nèi)壁的凹坑與金屬凸包發(fā)生粘連，嚴(yán)重阻礙了表面枝晶的自由收縮。一般情況下條紋晶產(chǎn)生在凝固后期，即糊狀區(qū)的下部，此時(shí)凝固收縮產(chǎn)生的應(yīng)力應(yīng)變達(dá)到較大的積累，致使枝晶撕裂。而斷裂后的枝晶由于被周圍枝晶支撐，不會(huì)發(fā)生較大的傾斜和偏轉(zhuǎn)，只會(huì)產(chǎn)生較小的晶向偏差。但在特殊情況下，例如枝晶軸被夾雜嚴(yán)重割裂而失去強(qiáng)度，也可能在凝固早期就會(huì)被折斷，如圖5所示。在這種情況下，折斷后的枝晶能傾轉(zhuǎn)較大的角度，與基體枝晶產(chǎn)生較大的晶向差別。

3分析討論

從鑄件的微觀組織特點(diǎn)來看，條紋晶實(shí)際上是從單晶基體上斷裂出來的一段枝晶。枝晶斷裂發(fā)生的原因一是因?yàn)槟淌湛s在局部受阻產(chǎn)生較大應(yīng)力，例如模殼內(nèi)壁與鑄件表面發(fā)生嚴(yán)重粘連；二是因?yàn)橹承┎课惶貏e薄弱，例如嵌入了氧化夾雜。條紋晶不像一般的小角度晶界缺陷那樣，逐漸與單晶基體發(fā)生了晶向偏離，也不是從液體中獨(dú)立形核長大成具有雜亂和隨機(jī)晶向的新晶粒。高溫合金的凝固間隔比較寬，在實(shí)際鑄件的定向凝固過程中，由于合金元素的偏析，從凝固前沿到凝固結(jié)束會(huì)形成寬達(dá)幾十毫米的糊狀區(qū)。在此糊狀區(qū)內(nèi)，柱狀枝晶一方面在向前生長，另一方面會(huì)發(fā)生體積上的凝固收縮。這使得原來與陶瓷殼內(nèi)壁緊密接觸的合金熔體，由于收縮率上的差別，凝固過程中逐漸與殼壁分離，并產(chǎn)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)。由于枝晶在糊狀區(qū)生長時(shí)本身強(qiáng)度較低，枝晶之間由于殘余液體的存在互相連接較弱，所以鑄件外表面的某個(gè)枝晶會(huì)由于與殼壁的粘連導(dǎo)致收縮受阻而被“撕裂”。有時(shí)這種撕裂并非是收縮阻力太大，而是因?yàn)橹П旧淼膹?qiáng)度由于嵌入了夾雜而大大受損。被撕裂后的條紋枝晶失去了單晶母體的束縛，在各種應(yīng)力的作用下會(huì)發(fā)生一定程度的偏斜和轉(zhuǎn)動(dòng)，與原來的單晶母體產(chǎn)生一定的晶向偏差。但由于不是新晶粒的自由形核，這種晶向偏差不會(huì)像雜晶那么大。如果“撕裂”的枝晶具有比原來更好的晶向條件，就會(huì)一直生長下去，而且橫向上也能夠不斷擴(kuò)展。

基于前述的鑄件上芯撐和凸包處產(chǎn)生條紋晶的現(xiàn)象(圖1)，可以提出條紋晶形成的第一種機(jī)制(機(jī)制A)，即型殼表面粘連機(jī)制。例如型殼內(nèi)壁A處出現(xiàn)孔洞缺陷(圖7a)，澆注時(shí)金屬液會(huì)流入孔洞，凝固時(shí)表面枝晶向上生長并橫向長入孔洞(圖7a和b)，成為阻礙枝晶自由收縮的粘連點(diǎn)。隨著凝固過程的進(jìn)行，枝晶不斷向下收縮，粘連點(diǎn)受到的垂直拉應(yīng)力(FV)越來越大，變形也越來越大，直到枝晶干被拉斷，成為條紋晶的起源(圖7c的點(diǎn)A)。型殼與鑄件之間除了上述的因幾何缺陷造成的機(jī)械性粘連，也可以是化學(xué)性的粘連，同樣會(huì)阻礙枝晶的自由收縮，從而導(dǎo)致枝晶撕裂而成為條紋晶。

圖7

圖7模殼粘連引起條紋晶的示意圖

Fig.7Schematic of sliver formation mechanism A, showing the dendrite growth into mold hole (a), the dendrite deformation (b) and crack (c) caused by vertical shrinkage force (FV)

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基于圖5等提供的實(shí)驗(yàn)觀察結(jié)果，可提出條紋晶產(chǎn)生的第二種機(jī)制(機(jī)制B)，即夾雜切割機(jī)制。在澆注和凝固過程中，金屬液中的氧化夾雜容易被吸附在型殼內(nèi)腔表面，并被生長中的表面枝晶裹進(jìn)，如圖8a的點(diǎn)B所示。被夾雜切斷的枝晶干的強(qiáng)度大大降低，在收縮力FV的作用下，枝晶干在強(qiáng)度最弱處即夾雜部位斷開(圖8b和c的B點(diǎn))，從而造成條紋晶的產(chǎn)生。2種機(jī)制的結(jié)果都是枝晶的斷裂，但由于發(fā)生在糊狀區(qū)，經(jīng)周圍液體的滲入和焊合都不會(huì)出現(xiàn)裂紋。但前端被拉裂的枝晶失去了下部原枝晶母體的支撐和約束，在周圍各種應(yīng)力的作用下，會(huì)發(fā)生傾斜和偏轉(zhuǎn)，形成了晶向偏離的條紋晶。

圖8

圖8夾雜嵌入枝晶引起條紋晶的示意圖

Fig.8Schematic of sliver formation mechanism B, showing the oxide insertion into dendrite trunk (a), the stress concentration (b) and crack at the oxide (c)

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除了圖7和8顯示的縱向收縮機(jī)制，實(shí)際上鑄件凝固時(shí)也會(huì)發(fā)生橫向上的收縮，特別是在鑄件橫截面面積或周長較大的情況下，這種橫向收縮的積累會(huì)很大，并能引起較嚴(yán)重的后果。例如橫向收縮也會(huì)因?yàn)樾蜌け砻嬲尺B(機(jī)制A)或夾雜割裂(機(jī)制B)的原因造成枝晶的斷裂形成條紋晶。圖9a顯示了型殼粘連(機(jī)制A)的原理。例如型殼內(nèi)壁A處有空洞并進(jìn)入了金屬液，則凝固時(shí)鑄件表面的枝晶會(huì)長入孔內(nèi)，發(fā)生鑄件與型殼的嚴(yán)重粘連。當(dāng)鑄件凝固發(fā)生橫向收縮時(shí)會(huì)受到型殼的撕扯，產(chǎn)生法向和切向的收縮力(FN和FT)。 嚴(yán)重時(shí)表面枝晶會(huì)被扯斷或扭斷，與鑄件的單晶基體分離，形成條紋晶(圖9b)。另外，根據(jù)機(jī)制B，若夾雜嵌入枝晶使其強(qiáng)度大降，也會(huì)在橫向應(yīng)力的作用下發(fā)生撕裂或扭裂。總之，鑄件表面與型殼內(nèi)壁之間的作用復(fù)雜，條紋晶的產(chǎn)生是各種方向上的應(yīng)力綜合作用的結(jié)果，只是根據(jù)具體情況的不同，各種應(yīng)力起的作用不同。

圖9

圖9枝晶橫向收縮(包括法向和切向收縮)引起的條紋晶產(chǎn)生機(jī)制示意圖

Fig.9Schematic of sliver formation caused by lateral shrinkage force in normal (FN) and tangential direction (FT)

(a) dendrite growth into mold hole (b) rotation of the broken dendrite

如前所述，條紋晶是在糊狀區(qū)產(chǎn)生的，在收縮應(yīng)力的作用下，糊狀區(qū)的柱狀枝晶由于收縮受阻或強(qiáng)度受損而被機(jī)械性撕斷。糊狀區(qū)越寬大，就越易于產(chǎn)生條紋晶。高代次的單晶高溫合金中加入了更多的合金元素，合金的凝固間隔，即液相線與固相線之差，變得更大，造成更寬的糊狀區(qū)，因而條紋晶形成傾向更加嚴(yán)重。另外，在使用Bridgman式定向凝固爐進(jìn)行鑄件的單晶凝固過程中，鑄件中的溫度梯度會(huì)逐步減弱，糊狀區(qū)會(huì)變得越來越寬。由于這個(gè)原因，鑄件上部的條紋晶缺陷要明顯多于下部。另外，在葉冠和緣板端面及轉(zhuǎn)接處則由于鑄件結(jié)構(gòu)的突然變化會(huì)造成應(yīng)力的集中，一般會(huì)引起枝晶的變形，形成小角度晶界缺陷，但嚴(yán)重時(shí)也會(huì)引起枝晶主干的撕裂，從而形成條紋晶缺陷。

條紋晶的產(chǎn)生來源于枝晶的撕斷，所以這種缺陷都有一個(gè)明顯的起源(撕斷處)。撕斷后的枝晶會(huì)發(fā)生一定程度的偏轉(zhuǎn)，由于周圍枝晶的阻擋，一部分會(huì)馬上停止生長，形成很短很細(xì)的條紋晶；另一部分會(huì)繼續(xù)生長一段距離，甚至?xí)蓡蝹€(gè)枝晶擴(kuò)展為多個(gè)，發(fā)展成較長較寬的條紋晶，甚至可能貫穿整個(gè)鑄件，成為大尺度二維或三維缺陷[5]。

若沒有發(fā)生枝晶的撕裂，僅因塑性變形引起的晶向偏差不會(huì)太大，也不會(huì)出現(xiàn)明顯的起點(diǎn)，只會(huì)成為小角度晶界缺陷。

與常見的雜晶和雀斑缺陷相比，條紋晶的組織特征和形成機(jī)理具有自己的特點(diǎn)。高溫合金單晶鑄件中雜晶缺陷主要產(chǎn)生在橫截面大幅度擴(kuò)張的部位，如緣板和葉冠處，起源于相應(yīng)的幾何性液體過冷引起的新晶粒形核[6,7,8,9,10,11,12]。雜晶的另一來源是型殼內(nèi)壁的缺陷，如裂紋和芯頭間隙處，澆注時(shí)滲入的金屬液會(huì)形成雜亂晶向的晶粒，有可能長入鑄件形成雜晶[13]。雜晶的晶體取向是隨機(jī)的，與基體組織無關(guān)，兩者之間的界面一般為大角度晶界。雜晶雖然一般在鑄件表面產(chǎn)生，但它會(huì)向鑄件內(nèi)部生長，發(fā)展為三維的塊狀缺陷。條紋晶雖然也形成于鑄件表面，部分也是因?yàn)樾蜌?nèi)壁缺陷引起，但從形態(tài)上來看是一維的條狀缺陷。它不是起源于凝固界面之前液體中新晶粒的形核，而是形成于凝固界面之后的糊狀區(qū)中原有枝晶的撕裂，與基體間的界面為小角度晶界。

與條紋晶相似，高溫合金定向凝固和單晶鑄件中的雀斑一般也呈現(xiàn)為一維的表面缺陷，也是產(chǎn)生在糊狀區(qū)。但不同的是，雀斑在形貌上為斷續(xù)的細(xì)長鏈狀，組織上由許多取向雜亂的細(xì)碎等軸晶粒組成。雀斑的產(chǎn)生是定向凝固過程中糊狀區(qū)內(nèi)的液體對(duì)流造成枝晶臂折斷引起的[14～23]。這些枝晶碎臂雖然不是在液體中形核，而是折斷于基體枝晶，但由于在對(duì)流中產(chǎn)生了大幅度的位置移動(dòng)和角度轉(zhuǎn)動(dòng)，其晶向已遠(yuǎn)遠(yuǎn)偏離了原有基體的枝晶母體。這與條紋晶產(chǎn)生的機(jī)理不同。這些雀斑晶粒雖然尺度很小，但與基體的界面卻是大角度晶界，并且數(shù)量眾多，形成了比條紋晶危害更大的直接導(dǎo)致鑄件報(bào)廢的晶粒缺陷。

一般來說，條紋晶與基體枝晶形成了小角度的晶向偏離，本質(zhì)上屬于小角度晶界缺陷。但傳統(tǒng)意義上的小角度晶界缺陷是指同一晶粒內(nèi)的相鄰枝晶束之間的輕微晶向偏差。在單晶生長過程中，這種晶向偏差會(huì)逐漸積累[24]。特別是在大尺寸的單晶燃機(jī)葉片的生產(chǎn)中，底端原為均勻的單晶組織，沒有可辨認(rèn)的小角度晶界。但經(jīng)過幾十厘米的生長過程，晶向偏差積累越來越大，小角度晶界變得越來越明顯，使得深腐蝕后鑄件上端的宏觀組織在某種程度上與定向柱晶相似。雖然在凝固條件發(fā)生突變的位置，如鑄件截面的突然收縮或擴(kuò)大處，會(huì)影響到晶向偏差的變化[11,25,26]，但這種變化基本上是連續(xù)的。由于沒有發(fā)生枝晶主干的撕裂，僅因塑性變形引起的晶向偏差不會(huì)太大，因而不會(huì)有明顯的起點(diǎn)。與此相比，條紋晶這種小角度晶界缺陷的出現(xiàn)不是漸變性而是突變性的，呈現(xiàn)出一個(gè)明顯的起點(diǎn)，最后也有一個(gè)明顯的終點(diǎn)。這是由于某個(gè)枝晶干的攔腰斷裂，在基體組織上形成一個(gè)由小角度晶界封閉而成的狹長晶粒。這些均與傳統(tǒng)小角度晶界缺陷不同。

本研究表明，枝晶被撕裂的原因是由于鑄件表面與型殼粘連造成枝晶收縮嚴(yán)重受阻或是夾雜裹進(jìn)使枝晶主干的強(qiáng)度嚴(yán)重受損。為減少條紋晶缺陷，可以考慮從以下幾個(gè)方面來采取措施：

(1) 母合金因素：要求收縮率要低，凝固間隔(液相線與固相線之間的溫度差)要小；純度要高，夾雜要少。

(2) 型殼因素：要求內(nèi)壁光滑，內(nèi)腔潔凈，化學(xué)穩(wěn)定性好，不與鑄件粘連，潰散性要好。

(3) 工藝因素：要嚴(yán)格控制熔化和澆注，減少外來夾雜；提高溫度梯度，減小糊狀區(qū)寬度；改善澆注和補(bǔ)縮系統(tǒng)，減少鑄件結(jié)構(gòu)性應(yīng)力。

總之，要盡量減少鑄件在單晶凝固過程中的凝固收縮，減少對(duì)收縮的阻礙和對(duì)糊狀區(qū)內(nèi)枝晶強(qiáng)度的損害，這是消除條紋晶的關(guān)鍵所在。

4結(jié)論

(1) 條紋晶的起源是鑄件表面單個(gè)枝晶主干在糊狀區(qū)內(nèi)被撕裂，造成了結(jié)構(gòu)和位相上的突變，因而形成一個(gè)明顯的起點(diǎn)。

(2) 導(dǎo)致枝晶撕裂的主要原因有2種，分別為由型殼粘連引起的枝晶收縮嚴(yán)重受阻或是由夾雜切割引起的枝晶強(qiáng)度嚴(yán)重受損。

(3) 撕裂后的枝晶因根部失去連接會(huì)發(fā)生一定程度的偏轉(zhuǎn)，但由于周圍枝晶的支撐，這種晶向偏差一般不會(huì)太大。

(4) 由于糊狀區(qū)內(nèi)低熔點(diǎn)殘余液體的焊合，枝晶撕裂處不會(huì)有裂縫存在。

(5) 由于熔液中的夾雜一般被吸附在型殼內(nèi)壁，而型殼與鑄件的粘連也發(fā)生在兩者接觸面上，所以條紋晶一般起源于鑄件表面，形成一種表面晶粒缺陷。

來源--金屬學(xué)報(bào)